JPH02196403A - 鉄損特性の優れた高磁束密度方向性けい素鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、鉄損特性の優れた高磁束密度方向性けい素
鋼板およびその製造方法に関し、とくに２次粒径の効果
的な細分化により、磁束密度の低下を招くことなしに鉄
損特性の有利な改善を図ったものである。

（従来の技術） 方向性けい素鋼板は、軟磁性材料として変圧器や発電機
の鉄心材料として使用されるもので、磁気特性として磁
束密度と鉄損とが良好でな《ではならないが、この他に
も欠陥の少ない表面被膜を形成させることが必要とされ
る。磁気特性の優れた材料は、製品の結晶粒（以下２次
粒と呼ぶ）をゴス方位と呼ばれる（１１０）　（００１
）方位に高度に揃えることが必要であり、これによって
磁束密度の向上が実現される。

このような結晶方位制御技術としては、たとえば特公昭
３３−４７１０号公報や特公昭４０−１５６４４号公報
には、素材中にＡＩを含有させ、最終冷延の圧下率を８
１〜９５％の高圧下率とすると共に最終冷延前の焼鈍で
ＡＩＮを析出させる技術が、また特公昭４６−２３８２
０号公報には、この最終冷延前の焼鈍における冷却速度
を７５０〜９５０℃の温度域から４００　’Ｃまで２秒
〜２００秒間で急冷にする技術がそれぞれ開示されてい
る。

上記の諸技術によって磁束密度の向上が図られ、現在で
は理論値の９６％程度の特性を有するものまで工業的に
製造されるようになってきた。これに伴って鉄損も改善
されてきたが、ここに２つの問題点があった。

その第１点は、磁束密度が向上していくに伴って製品の
２次粒径が増大し、所望の鉄損向上効果が得られなくな
ることである。

また第２点は、鉄損の向上を図るべく製品の板厚を薄く
した場合に、２次再結晶が困難となり、２次粒の方位を
ゴス方位に揃えることができなくってかえって磁束密度
の劣化を招くことである。

第１の問題点の回避策として、特公昭５０−２６４９３
号公報には、冷間圧延のパス間温度を所定の温度に保持
して時効させる技術が開示されているが、これでも２次
粒の粒径を完全に制御することは困難であり、しかも実
操業上極めて煩雑なだけでなく、第２の問題点に対して
は無力であった。

また第２の問題点を回避する技術としては、特開昭６０
−１９７８１９号公報に、素材中にＣｕを０．０３　〜
０．５ｗｔχ　（以下単に％で示す）とＳｎを０．０３
〜０．５％添加し、熱延での仕上げ前面温度を１１５０
〜１２５０”Ｃ。

仕上げ後面温度を９５０〜１０５０℃にすると共に、巻
取り温度を５００〜６００　’Ｃの温度域に制御するこ
とによって、板厚：　０，３０ｍｍ以下の低鉄損高磁束
密度方向性けい素鋼板を製造する技術が提案されている
。Ａ１を含有する綱にＣｕを含有させることは前掲の特
公昭３３−４７１０号公報にも開示されているように古
くから公知であり、この技術の要点は熱延工程の諸条件
を規制することによって、熱延でのＡＩＮの析出を抑え
ると同時に、Ｓｎを粒界に積極的に析出させる点にある
。

しかしながら上記の技術では、Ｓｎを粒界に析出させる
ため、鋼の脆化を招き、後段の圧延で破断したり、鱗状
模様の表面欠陥をもたらすことの他、酸洗性が良くない
ことから、圧延後も鋼板表面に一部酸化層が残存し、脱
炭焼鈍時に脱炭不良を起こし、磁気特性が劣化したり、
表面にヘゲ状欠陥が発生する場合があり、安定性に欠け
ていた。

（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、板厚
が０．３０ｍｍ以下の高磁束密度方向性けい素鋼板にお
いて磁束密度の安定化を図るとともに、２次粒径を細か
くして鉄損も効果的に低減した鉄損特性に優れた高磁束
密度方向性けい素鋼板を、その有利な製造方法と共に提
案することを目的とする。

（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重
ねた結果、鋼中にＧｅを含有させることによつて仕上げ
焼鈍後の２次粒径を細かくすることができることを見出
し、この知見に基いて種々の工夫を加味した末に、この
き発明を完成させるに至ったのである。

すなわちこの発明は、Ｓｔ　：　２．５％以上、４．０
％以下、Ｍｎ　：　０．０４％以上、　０．１５％以下
、Ｇｅ　：　０．００５％以上、　０．２０％以下、を
含有し、ときにはさらにＭｏ　：　０．００５〜０．２
０％、Ｃｕ　：　０．０１〜０．３％、Ｓｂ：０．００
５〜０．２Ｑ％、Ｓｎ　：　０．０１０〜０．０２５％
およびＰ：　０．０１０〜０．１０％のうちから選ばれ
る少なくとも一種を含み、残部はＦｅおよび微量の不可
避元素からなり、板厚が０．１０〜０．３０ｍｍである
鉄損特性の優れた高磁束密度方向性けい素鋼板である。

またこの発明は、Ｃ：　０．０２〜０．０９０％、Ｓｉ
：２．５　〜４．０　　％、Ｍｎ　　：　　０．０４　
〜０．１５％、ｓｏｌ　　Ａｌ　　：０．０１０〜０．
０５０％およびＮ　：　０．００４０〜０．０１２０％
を基本成分とする鋼素材に、０．００５〜０．２０％の
範囲でＧｅを添加したけい素鋼スラブを、熱間圧延し、
ついで１回目の冷間圧延を施して中間板厚としてから、
１０００〜１２００℃，０，５〜１０ｍｉｎの中間焼鈍
後、少なくとも５００℃までを７℃八以上の冷却速度で
急冷し、ついで圧下率：７５〜９０％の条件下に２回目
の冷間圧延を施して板厚：０．１０〜０．３０＋ｎｍの
最終冷延板に仕上げたのち、脱炭を兼ねる１次再結晶焼
鈍を施し、しかるのちＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤
を塗布してから、高温仕上げ焼鈍を施すことからなる鉄
損特性の優れた高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法
である。

以下この発明の基礎となった実験結果について説明する
。

Ｃ：　０．０６６％、Ｓｉ　：　３．２５％、Ｓ　　：
　０．０２５％、ｓａｔ　Ａｌ　：　０．０２５％およ
びＮ　：　０．００８％を含有し、残部は実質的にＦｅ
の組成になる溶鋼に、Ｇｅを無添加および０．００１〜
０．５０％の範囲で種々の量添加した計１０本の鋼塊を
鋳造した。

これらの鋼塊を１２００℃に加熱した後、分塊圧延し、
次いで１４２０℃に加熱して熱間圧延を施し、２．３ｍ
ｍ厚の熱延板とした。これらを酸洗後、第１回目の冷間
圧延を施して１．５０ａｎ厚の中間板厚としてから、Ｎ
２中で１１００’Ｃ１３分間の焼鈍を施したのち、８０
℃の渦中に急冷（平均冷却速度：４０℃／Ｓ）した。

次いで０．２３ｍｍの最終厚みまで２次冷延したのち、
湿Ｈ２中で８５０℃１５分間の脱炭焼鈍を施した。その
後ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、ｎ２
中で１２００℃１２０ｈの仕上げ焼鈍を施した。

かくして得られた製品板の磁気特性および平均２次粒径
について調べた結果を第１図に示す。

同図より明らかなように、方向性けい素鋼素材中にＧｅ
を０．００５〜０．２０％の範囲にわたって含有させた
ものは、製品板において、２次粒径が小さ（なり、著し
い鉄損の低減がもたらされている。しかも磁束密度の劣
化もない。

このような２次粒径の低減をもたらした原因を調査した
ところ、第２図に示すように、実験材の脱炭・１次再結
晶板の表層の集合組織のうち（１１０）強度が著しく増
大していることが判明した。また、脱炭・１次再結晶板
のＡＩＮ析出サイズのうち、５０Å以下の極めて小さな
析出物の析出頻度が増加していることも判明した。この
ようにＡＩＮの微細析出物が増加しているということは
、抑制力が強化されていることを意味し、このため鋼板
の板厚が薄くなった場合でも、磁束密度の低下が防げた
ものと考えられる。また（１１０）強度が増加したこと
は、２次再結晶における核生成頻度の増加を意味し、こ
のため２次粒の生成頻度が増し、２次粒径が細粒化され
たものと考えられる。

次に、（１１０）強度が増加した原因を調べるために、
中間焼鈍後の鋼板の組織を調査したところ０．０３２％
Ｇｅを添加した第３図の（ａ）の例に示されるように、
極めて細かい炭化物が、稠密に析出していることがわか
った。これに比較し、Ｇｅを添加していない第３図のさ
）では細かい炭化物の析出頻度ははるかに小さい。

以上のことより、Ｇｅの添加によって、中間焼鈍後の炭
化物の微細析出が促進され、脱炭・１次再結晶焼鈍後の
鋼板表層の（１１０）強度が増し、併せて２次再結晶の
核生成頻度が増大した結果、２次粒径が細かくなったも
のと推察される。

さてこの発明において用いるけい素鋼板素材の成分は次
のとおりである。

すなわちＣ：　０．０２〜０．０９０％、Ｓｔ　：　２
．５〜４．０％、Ｍｎ　：　０．０４〜０．１５％、ｓ
ｏｌ　Ａｌ　：　０．０１０〜０．０４０％およびＮ　
：　０．００４０〜０．０１２０％を基本成分とする鋼
素材に、Ｇｅを０．００５〜０．２０％の範囲において
含有させる。またさらに、抑制力を補強するため、従来
より公知であるＳおよび／またはＳｅ　：　　０．０１
０〜０．０４０％、ｓｂおよび／またはＭｏ　：　０．
００５〜０．２０％、Ｃｕ　：　０．０１〜０．３％、
Ｐ　：　０．０１０〜０．１０％、およびＳｎ　：　０
．０１０〜０．０２５％のうちから選ばれる少なくとも
一種を添加しても良い。

以下、この発明においてけい素鋼素材を上記の範囲に限
定した理由について説明する。

Ｃは、変態を利用して熱延組織を改善するのに有用な元
素であり、０．０２％以上を必要とするのが、０．０９
０％を超すと後工程の脱炭焼鈍で脱炭不良を起こすので
好ましくない。

Ｓｉは、電気抵抗を高めて鉄損を低下させる主要な元素
であり、少なくとも２．５％を必要とするが、４．０％
を超すと冷延が困難となり好ましくない。

ｓｏｌ　ＡｌとＮは、本成分系の基本元素であり、鋼中
でＡＩＮとして析出し、抑制剤として作用するものであ
るが、ｓｏｌ　Ａｔは０．０１０〜０．０５０％の範囲
を、またＮは０．．００４０〜０．０１２０％の範囲を
逸脱すると２次再結晶が不安定となる。

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もしくはＳｅが混在している場合には、ＭｎＳ
やＭｎＳｅ等の析出物を形成し同じく抑制剤としての機
能を発揮するので０．０４〜０．１５％の範囲とする。

以上の成分にＧｅを添加することがこの発明の最大の特
徴であり、鋼素材にＧｅを添加させることによって、鋼
中のＡＩＮと炭化物が極めて微細に分散析出するように
なり、さらに好ましいことには、板厚の薄い鋼板の１次
再結晶組織が改善されるのである。しかしながらＧｅが
０．００５％未満では、この効果が少なく、一方０．２
０％を超えると炭化物の析出が低下し抑制効果が弱くな
るので０．００５〜０．２０％の範囲で含有させる必要
がある。

この発明の目的は、上述した鋼素材成分とすることによ
って実現されるが、この他にも抑制力の補強として以下
の元素を添加することができる。

すなわち抑制力補強元素としてＳ、　Ｓｅ、　Ｓｂ、　
Ｍｏ＋Ｃｕ、　　ＰおよびＳｎなどを添加しても良い。

ＳおよびＳｅはいずれも、抑制剤として有用な元素であ
り、両者は同等の効果を有するが、含有量が０．０１０
％に満たないと十分な抑制効果が期待できず、一方０．
０４０％を超えるとＭｎＳ等の粗大化、純化不良、表面
性状の劣化などを招くので、単独または併用いずれの場
合においても０．０１０〜０．０４０％の範囲で添加す
ることが好ましい。

ｓｂは、粒界に偏析して抑制力を強める効果を有し、ま
たＭｏは、２次粒の核をゴス方位に先鋭化させる効果を
有し、いずれも０．００５〜０．２０％の範囲でその効
果が顕著である。

Ｃｕは、Ｍｎと同様、ＳやＳｅと結合して、析出物を形
成し抑制効果を高める元素であり、その効果は０．０１
〜０．３％の範囲で顕著となる。

Ｐは、ｓｂと同様、粒界に偏析して抑制力を強める効果
を有し、０．０１０〜０．１０％の範囲でその効果が顕
著である。

Ｓｎは、ｓｂと同様、粒界に偏析して抑制力を強める元
素であるが、０．０１０％未満ではその添加効果に乏し
く、一方０．０２５％を超えると前述した磁気特性、表
面性状を不安定化させるので、０．０１０〜０．０２５
％とする。

なお上記の各成分において、Ｃ，Ｓ、Ｓｅ、Ｎ。

ＡＩおよびＰ等は各機能を果たした後、Ｃは主として脱
炭焼鈍において、またＳ、　Ｓｅ、　Ｎ、　ＡＩおよび
Ｐ等は仕上げ焼鈍後半の純化焼鈍において除去されるの
で、製品の地鉄中には不純物として微量に残存するのみ
である。

次にこの発明の製造方法について説明する。

上記の成分を有するけい素鋼素材は従来公知のいかなる
溶解法、造塊法、分塊法によっても製造することができ
る。次いで、このけい素鋼素材は通常の熱間圧延により
熱延コイルに圧延される。

熱延コイルは公知のように必要に応じてノルマ焼鈍を行
い、さらに引き続いて、１０００〜１２００℃、０．５
〜１０１Ｉｌｉｎの中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延によ
って０．１０〜０．３０ｍｍの最終板厚とする。ここに
最終板厚を０．１０〜０．３０Ｍの範囲に限定したのは
、板厚が０．３０ｍｍを超えるものについては、この発
明の技術をとくに適用する必要がなく、一方０．１０＋
＋ｍ＋未満のものについては、この発明の技術によって
も良好な製品を得ることが難しいからである。

冷延工程における１回目、２回目の圧下率配分は、例え
ば特公昭４０−１５６４４号公報や特公昭４６−２３８
２０号公報に開示の技術で十分である。ここに２回目の
圧下率はＡＩを含有するけい素鋼の圧延で公知のように
強圧下が必要であるが、この発明の成分系においては、
７５〜９０％と従来の好適範囲である８０〜９５％より
も、やや低圧下率側に好適範囲が移行している。

またこの発明法では、中間焼鈍における冷却速度を制御
することが有利である。従来よりＡｌを含有するけい素
鋼の焼鈍時の冷却に関しては、たとえば特公昭４６−２
３８２０号公報に記載されているように急速冷却が良い
とされている。これは冷却時のＡＩＮの析出に関連して
おり、磁気特性上極めて重要であるので、数々の実験が
なされ、素材成分によって微妙な制御を行う必要がある
ことが指摘されている。かかる技術を大別すると５００
℃前後（黒化点も−含む）まで急冷する制御冷却が必要
であるとする技術（特公昭４６−２３８２０号、特開昭
５１６３３１４号、特開昭６２−１８００１５号各公報
）と、室温まで制御しつつ急冷することが必要であると
する技術（特公昭５９−４８９３４号公報）に分けられ
る。

しかし前者の技術においても、５００℃前後の温度以下
の冷却速度に関しては、ＡＩＮ析出に無関係とされ、実
際の冷却処理については湯冷するとか、水焼入れすると
かの手法が採られ、実質的に両者の差異は明瞭でなかっ
た。

発明者らは、この点を鋭意研究した結果、Ａ１とＧｅを
含有する素材においては、 ■ＡＩＮの粗大析出を防ぐために少なくとも５００″Ｃ
までを７℃／ｓ以上の急冷とすることが有利であること
、 ■さらに好適には実質的に急冷処理を必要とする温度域
を７５０℃から２５０℃までとし、この範囲は平均冷却
速度ニア〜２５℃／ｓで冷却すること、■またさらに好
適には、７５０〜２５０″Ｃの温度範囲は上記のように
平均冷却速度ニア〜２５℃／ｓで象、冷し、２５０℃か
ら１５０℃までの冷却速度を４℃／ｓ以下の徐冷とする
ことが好ましいこと を見出した。

ここに７５０℃から２５０℃の範囲の平均冷却速度が７
℃／ｓに満たないとＡＩＮの粗大析出を生じるきらいが
あり、一方２５℃／ｓを超えると＾ＩＮの析出量が不足
することがある。したがってこの温度範囲における好適
平均冷却速度は７℃／ｓ〜２５℃／ｓであるが、これは
、Ｇｅを含有しない素材に比較して、 平均冷却速度が小さい点に特徴があり、この点からも工
業生産上有利である。

また２５０℃から１５０″Ｃまでの平均冷却速度は特に
重要で、これが大きい場合には、理由は不明であるが２
次粒が局所的に粗大化し、鉄損が劣化する場合がある。

したがってこの温度域の平均冷却速度は４℃／ｓ以下と
することがとりわけ有利である。

なおこの発明において、冷間圧延工程で特公昭５４−１
３８４６号公報や特公昭５４−２９１８２号公報に開示
されている複数パス間において時効処理を施す技術は特
に必要ではないが、磁気特性の若干の安定効果があるの
で、この適用を妨げるのものではない。

最終板厚に圧延した冷延板は、続いて常法に従い７５０
〜９００℃１０，５〜１０ｍｉｎ程度の脱炭焼鈍を行う
。この時、上記の中間焼鈍において上述したような冷却
制御を行ったものについては、昇温速度を１０℃／ｓ以
上と急熱することにより、−層の磁気特性の向上効果が
期待できる。

脱炭焼鈍後の鋼板表面には、仕上げ焼鈍時における鋼板
焼付防止および表面フォルステライト被膜形成のために
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布する。

ここに上記の焼鈍分離剤としては、特公昭５１−１２４
５１号公報に開示さているようにＴｉＯ□を添加したも
のがより好ましい。

仕上げ焼鈍は、１１００℃以上のＮ２又は、Ｎ２＊　Ｎ
！＋Ａｒ等の混合ガス雰囲気で５時間以上施されるが、
２次再結晶時には、特に、Ｎ２とＮｔの混合ガス雰囲気
とすることが望ましい。

さらにかかる仕上げ焼鈍後の鋼板の表面に絶縁性と張力
付与を兼ねたりん酸マグネシウム、りん酸アルミニウム
およびりん酸カルシウム等を主成分とした公知の無機質
コーティングを平坦化焼鈍を兼ねて被成することもでき
る。

（作　用） か（して得られた製品の結晶粒度は従来の製品に比べ２
次粒径が極めて小さいところに特徴がある。すなわち従
来の平均２次粒径は１０〜２０１１１Ｉｍ程度であった
のに対してこの発明のものは３〜７ｍｍにすぎない。し
かも、結晶方位の低下もないので、磁束密度が高く、鉄
損が極めて低い優れた方向性けい素鋼板が得られるので
ある。さらに表面性状、磁気特性の安定性にも優れてお
り、製造も容易という利点がある。

（実施例） 実施例１ Ｃ：　０．０６２％、Ｓｔ　：　３．２６％、Ｍｎ　：
　０．０７５％、Ｓｅ　：　０．０１０％、Ｓ　：　０
．０１５％、ｓｏｌ　Ａｌ　：　０．０２５％、Ｎ　：
　０．００８％、Ｓｂ　：　０．０２０％およびＧｅ　
：　０．０４５％を含有し、残余は実質的にＦｅの組成
からなるスラブを、１３８０℃で３時間加熱した後、熱
間圧延により、２．２閤厚の熱延板とした。ついでこの
熱延板をＮｔ中で１１５０℃、３０秒間の焼鈍後、酸洗
し、１回目の冷間圧延で中間板厚：　１．４０ｍｍの冷
延板とした。

ついでこの冷延板を６分割し、Ｎ２中で１０５０℃２２
分間の中間焼鈍を施したが、この時７５０℃から２５０
℃までの平均冷却速度および２５０℃から１５０℃まで
の平均冷却速度が表１に示されるような速度になるよう
に、ミスト冷却、ガス冷却および湯冷法を用いて調整し
た。この時の冷却曲線の例を第４図に示す。

これらの鋼板は２回目の冷間圧延により、いずれも、板
厚：　０．２０ａｎ　（圧下率：約８６％）の冷延板と
し、次いで湿Ｈ２中で８５０℃１２分間の脱炭焼鈍を施
したのち、ＭｇＯを主体とする分離剤を塗布してから、
ＣＮｚ　：　５０％−〇ｚ　１５０％）の雰囲気中にお
いて７℃／ｈの昇温速度で８５０℃から１１５０″Ｃま
でを昇温し、ついでｉｔに切替え１１５０℃から１２０
０℃までを１５℃／ｈで昇温後、１２００℃で１０時間
保持し、７００℃まで冷却後、Ｎ２に切替えて冷却した
。その後、未反応分離剤を除去し、張力コーティングを
焼付けて製品とした。

かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を
表１に併記する。

同表より明らかなように、冷却条件の如何にかかわらず
良好な磁気特性が得られたけれども、７５０℃から２５
０℃までの平均冷却速度が７〜２５℃八でかつ、２５０
℃からｉ：’ｃまでの平均冷却速度を４’Ｃ／ｓ以下と
した場合にとりわけ良好な値が得られている。

ている。

実施例２ Ｃ：　０．０５５％、Ｓｔ　：　３．２０％、Ｍｎ　：
　０．０８０％、Ｓｅ　：　０．０２４％、Ｃｕ　：　
０．０３％、ｓｏｌ　Ａｔ　：　０．０１８％、Ｎ　：
　０．００８２％、Ｍｏ　：　０．０１２％およびＧｅ
　：　０．０４０％を含み、残余は実質的にＦｅの組成
になるスラブを、１４２０℃まで昇温し、引続き熱間圧
延により、２．５−厚の熱延板とした。この熱延板を酸
洗後、１回目の冷間圧延を施して、１．２０ａｍの中間
板厚とした後、Ｎ２中で１０００℃１２分間の加熱を施
し、ミスト冷却によって第４図の曲線Ｃの冷却処理を施
したのち、２回目の冷間圧延によって０．１８ｍｎ＋の
最終板厚とした。この時各圧延パス毎に３００℃で１分
間の時効処理を施した。

ついで冷間圧延板を６分割し、それぞれ湿水素中で８４
０℃１２分間の脱炭焼鈍を行ったが、この時、４００　
’Ｃから８００℃までの昇温速度を表２のｆ〜にのよう
に変化させた。

その後ＭｇＯを主体とする分離剤を塗布してから、（Ｎ
ｚ　：　２５％−〇Ｚ　Ｉ　７５％）の雰囲気において
９℃／ｈの昇温速度で１１５０℃まで昇温後、Ｎ２雰囲
気に切替え、１２００℃で１５時間保持したのち、４０
０″Ｃまで冷却し、さらにＮ２に切替えて冷却した。そ
の後、未反応の分離剤を除去してから張力コーティング
を焼付けて製品とした。

かくして得られた製品板の磁気特性について調べた結果
を表２に併記する。

表２ 同表より明らかなように、脱炭・１次再結晶焼鈍の昇温
速度が１０℃／ｓ以上の急熱の場合にとりわけ良好な磁
気特性のものが得られた。

実施例３ 表３に示す種々の組成になるけい素鋼素材スラブを、Ａ
、Ｂについては１２５０℃で２時間、その他（Ｃ−１）
については１４００″Ｃで１時間の加熱を施したのち、
熱延により２．５ｍｍ厚の熱延板とした。

これらの熱延板を酸洗後、１回目の冷間圧延で１．３５
＋ｍ＋＋の中間板厚とし、次いで１１００℃で２分間の
焼鈍後、８０℃の湯に入れて第４図の（ａ）で示される
冷却曲線に沿って冷却した。次に２回目の冷間圧延によ
って　０．２３ｍｍの最終板厚としたのち、湿Ｈ２中で
８６０℃１３分間の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主体とす
る分離剤を塗布してから、８００℃まで８２雰囲気中で
昇温し、８００℃から５℃／ｈの昇温速度で１２００℃
まで　（ＮＺ　：　２０％−Ｌ　、８０％）の雰囲気中
で昇温し、ついで１２００”Ｃで雰囲気をＮ２に切替え
たのち、１２００℃で５時間保持後、６００℃まで冷却
し、さらにＮ２ガスに切替えた後、常温まで冷却した。

その後、未反応分離剤を除去してから、張力コーティン
グを焼付けて製品とした。

かくして得られた製品板の磁気特性および表面欠陥率に
ついて調べた結果を表４に示す。

また得られた製品の鋼中の鋼中成分の分析結果を表５に
示す。なお記載成分の外に鉄中の不純物成分として微量
のＣ，ＡＩ、　　Ｓ、　Ｓｅ、　Ｎ等が存在したが、こ
れらは磁性上問題ないレベルまで低減されていた。

第１ 同表より明らかなように、この発明に従う適量のＧｅを
含有している場合のみ、良好な磁気特性が得られている
。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、厚みが０．３０ａｍ以下の
薄板についても、磁気特性とくに磁束密度および鉄損特
性に優れた方向性けい素鋼板を安定して得ることができ
、有利である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｇｅ含有量とＢＩＩ＋　Ｗｌｆｆ／！ｉ。お
よび平均２次粒径との関係を示したグラフ、 第２図は、Ｇｅ含有量と脱炭・１次再結晶板表層集合組
織の（１１０）強度および微細ＡＩＮの析出頻度との関
係を示したグラフ、 第３図は、中間焼鈍後の鋼中の微細炭化物の析出状態が
Ｇｅを含有する場合（ａ）としない場合（ｂ）とで変化
することを示した透過電顕組織写真（Ｘ　１０００００
）第４図は、中間焼鈍後の冷却曲線の例、８０℃での湯
冷（ａ）、ミスト冷却（Ｃ）、（（’）　、ガス冷却（
ｅ）である。 第２図 第３図 第４図 、ａ） （ｂ） 大ｆｌｌｌ　ＦＪ’ｒ　Ｉ／ｌ　／　Ｓ　ｊθ、ＩｐＭ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．Ｓｉ：２．５　ｗｔ％以上，４．０ｗｔ％以下、Ｍ
   ｎ：０．０４ｗｔ％以上，０．１５ｗｔ％以下、Ｇｅ：
   ０．００５ｗｔ％以上，０．２０ｗｔ％以下を含有し、
   残部はＦｅおよび微量の不可避元素からなり、板厚が０
   ．１０〜０．３０ｍｍである鉄損特性の優れた高磁束密
   度方向性けい素鋼板。 ２．Ｓｉ：２．５ｗｔ％以上，４．０ｗｔ％以下、Ｍｎ
   ：０．０４ｗｔ％以上，０．１５ｗｔ％以下、Ｇｅ：０
   ．００５ｗｔ％以上，０．２０ｗｔ％以下、を含有し、
   かつ Ｍｏ：０．００５〜０．２０ｗｔ％、 Ｃｕ：０．０１〜０．３ｗｔ％、 Ｓｂ：０．００５〜０．２０ｗｔ％、 Ｓｎ：０．０１０〜０．０２５ｗｔ％およびＰ：０．０
   １０〜０．１０ｗｔ％ のうちから選ばれる少なくとも一種を含み、残部はＦｅ
   および微量の不可避元素からなり、板厚が０．１０〜０
   ．３０である鉄損特性の優れた高磁束密度方向性けい素
   鋼板。 ３．Ｃ：０．０２〜０．０９０ｗｔ％、 Ｓｉ：２．５〜４．０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．０４〜０．１５ｗｔ％、 ｓｏｌ　Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｗｔ％およびＮ
   ：０．００４０〜０．０１２０ｗｔ％ を基本成分とする鋼素材に、 ０．００５〜０．２０ｗｔ％の範囲でＧｅを添加したけ
   い素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで１回目の冷間圧延
   を施して中間板厚としてから、１０００〜１２００℃、
   ０．５〜１０ｍｉｎの中間焼鈍後、少なくとも５００℃
   までを７℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、ついで圧下率
   ：７５〜９０％の条件下に２回目の冷間圧延を施して板
   厚：０．１０〜０．３０ｍｍの最終冷延板に仕上げたの
   ち、脱炭を兼ねる１次再結晶焼鈍を施し、しかるのちＭ
   ｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、高温仕
   上げ焼鈍を施すことを特徴とする鉄損特性の優れた高磁
   束密度方向性けい素鋼板の製造方法。 ４．中間焼鈍後の冷却速度を、７５０℃から２５０℃ま
   での温度範囲にわたり、平均冷却速度で７〜２５℃／ｓ
   とする請求項３記載の製造方法。 ５．中間焼鈍後の冷却速度を、７５０℃から２５０℃ま
   では平均冷却速度で７〜２５℃／ｓ、２５０℃から１５
   ０℃までは平均冷却速度で４℃／ｓ以下とする請求項３
   記載の製造方法。