JPH0776732A - 磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 短時間の最終焼鈍で安定したGoss組織を形成
することができる磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造
方法を提供することを目的とする。 【構成】 重量％で、C:0.01% 以下、Si:2.5〜7%、S:0.
01% 以下、Al: 0.01% 以下、N:0.01% 以下、Cu:0.01%以
下、Nb:5ppm 以下、Sn:10ppm以下、Ti:20ppm以下であ
り、かつ、[Nb]＋ 0.5×[Sn]＋0.25[Ti]≦８を満足し、
残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物からなる鋼材を1000
℃以上に保持した後、仕上温度が700 〜950℃の熱間圧
延を施し、次いで、圧延率40〜80％の冷間圧延を施し、
その後還元性雰囲気若しくは酸素分圧が０．５Ｐａ以下
の非酸化性雰囲気、又は酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真
空中において１０００〜１３００℃の温度で１０分間以
下の間焼鈍して磁束密度の高い方向性珪素鋼板を得る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、Ｇoss 方位に集積し
た結晶方位を有する磁束密度の高い方向性珪素鋼板を経
済的に短時間で安定して製造する方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】方向性珪素鋼板は、無方向性珪素鋼板よ
りも良好な磁気特性を有しており、主としてトランスの
鉄心として使用されている。Gossによる｛１１０｝＜０
０１＞方位に揃った結晶粒を持つ方向性珪素鋼板の製造
方法の発明以来、このようなGoss 組織を有する方向性
珪素鋼板の製造方法が数多く提案されている。これらの
提案を大別すると以下の３つに要約される。

【０００３】第一の方法は、２回冷圧法と呼ばれる方法
である。この方法はGoss法を改良した方法であり、製鋼
段階でＭｎ，Ｓｂ，Ｓ，Ｓｅ等を添加し、これらの元素
およびその微細析出物による結晶粒成長抑制作用を利用
して２次再結晶を行わせるもである。具体的には、Ｃ：
０．０２〜０．０８ｗｔ％、Ｓｉ：２．０〜４．０ｗｔ
％、Ｍｎ：０．２ｗｔ％程度、Ｓ：０．００５〜０．０
５ｗｔ％の成分を持つ鋼塊を溶製し熱間圧延によって板
厚２．０〜３．０ｍｍに圧延後、熱延板焼鈍を施し、次
いで圧延率７０％程度の冷間圧延を施し、引き続き８５
０〜１０５０℃の中間焼鈍を施し、さらに圧延率６０〜
７０％で冷間圧延を施し、８００〜８５０℃で脱炭焼鈍
後、１１００℃以上の温度で５〜５０時間焼鈍して２次
再結晶及びインヒビターの除去（純化焼鈍）を行い、Go
ss粒を成長させる（例えば、特公昭５１−１３４６９
号）。

【０００４】第二の方法は１回冷圧法と呼ばれる方法で
ある。この方法は冷間圧延回数を１回にした方法で、２
回冷圧法よりもGoss粒の集積度が高いことで知られてい
る。具体的には、Ｃ：０．０２〜０．０８ｗｔ％、Ｓ
ｉ：２．０〜４．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２ｗｔ％程度、
Ｎ：０．０１〜０．０５ｗｔ％、Ａｌ：０．１ｗｔ％程
度の成分を持つ鋼塊を溶製し熱間圧延によって板厚２．
０〜３．０ｍｍに圧延後、熱延板焼鈍を施してＡｌＮ析
出処理を施し、次いで圧延率８０〜９５％の冷間圧延を
行った後、脱炭焼鈍を施し、しかる後、１２００℃で２
０時間の高温焼鈍によって２次再結晶及びインヒビター
の除去（純化焼鈍）を行い、Goss粒を成長させる（例え
ば、特公昭４０−１５６４４号）。

【０００５】第三の方法は、インヒビターを用いずにGo
ss組織を形成する方法である（例えば、特開昭６４−５
５３３９号、特開平２−５７６３５号等）。この方法
は、単純に特定条件の圧延と熱処理とを組み合わせるこ
とによりGoss粒を発達させるものである。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】上述したように第一、
第二の方法は脱炭焼鈍、純化焼鈍が必須であるため、高
温長時間の焼鈍が不可欠である。このため製造コスト、
設備コストが高くなることが避けられない。

【０００７】また、鉄損を低減するために最終板厚を
０．２０ｍｍ以下にしようとすると２次再結晶現象が不
安定となり、全面Goss粒で占めることは困難となる。こ
のため現状では板厚０．２３ｍｍ程度のものが製造限界
となっている。

【０００８】上記第三の方法では脱炭焼鈍、純化焼鈍が
不要であるために製造コスト上は上記第一、第二の方法
に比べて有利である。しかしながら、本願発明者らによ
って特開昭６４−５５３３９号、特開平２−５７６３５
号に開示されている方法の追試を行ったところ、そのGo
ss粒成長機構は極めて不安定であって、必ずしも常に全
面Goss粒で覆われた材料が得られる訳ではなく、安定し
た品質を得ることが難しいことが判った。安定したGoss
粒生成は実用上方向性珪素鋼板には必須であり、Goss粒
以外の箇所を除いて使用するにしても歩留の低下に伴う
コスト高を招いてしまう。

【０００９】本発明はこのような事情に鑑みてなされた
ものであって、インヒビターを用いない製造方法を前提
とし、短時間焼鈍で安定したGoss組織を形成することが
できる磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法を提供
することを目的とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段及び作用】本発明は、第１
に、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．５〜７ｗｔ
％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１ｗｔ％以
下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．０１ｗｔ％以
下、Ｎｂ：５ppm 以下、Ｓｎ：１０ppm 以下、Ｔｉ：２
０ppm であり、かつ、 ［Ｎｂ］＋０．５×［Ｓｎ］＋０．２５［Ｔｉ］≦８
（ただし、各元素の濃度はppm である。）を満足し、残
部Ｆｅ及びその他不可避的不純物からなる鋼材を準備
し、この鋼材を１０００℃以上に保持した後、仕上温度
が７００〜９５０℃の熱間圧延を施し、次いで圧延率４
０〜８０％の冷間圧延を施し、その後還元性雰囲気若し
くは酸素分圧が０．５Ｐａ以下の非酸化性雰囲気、又は
酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中において１０００〜
１３００℃の温度で１０分間以下の間焼鈍することを特
徴とする磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法を提
供する。

【００１１】第２に、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：
２．５〜７ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：
０．０１ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｃ
ｕ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎｂ：５ppm 以下、Ｓｎ：１
０ppm 以下、Ｔｉ：２０ppm であり、かつ、 ［Ｎｂ］＋０．５×［Ｓｎ］＋０．２５［Ｔｉ］≦８
（ただし、各元素の濃度はppm である。）を満足し、残
部Ｆｅ及びその他不可避的不純物からなる鋼材を準備
し、この鋼材を１０００℃以上に保持した後、仕上温度
が７００〜９５０℃になるような熱間圧延を施し、次い
で圧延率８０％以下の冷間圧延を施し、その後還元性雰
囲気若しくは酸素分圧が０．５Ｐａ以下の非酸化性雰囲
気、又は酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中において１
０００〜１３００℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率９０
％以上の冷間圧延を施し、その後還元性雰囲気若しくは
酸素分圧が０．５Ｐａ以下の非酸化性雰囲気、又は酸素
分圧が０．５Ｐａ以下の真空中において１０００〜１３
００℃の温度で１０分間以下の間焼鈍することを特徴と
する磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法を提供す
る。

【００１２】本願発明者らは、先に、３％Ｓｉで特定の
組成を有する鋼板に対して、インヒビターを用いず冷間
圧延を１回から３回施し、最終焼鈍として雰囲気中の酸
素濃度をコントロールし、結晶方位がGoss方位に集積し
た方向性珪素鋼板を製造する方法について出願した（特
願平４−１８５３７４号、特願平４−１８５３７５号、
特願平４−１８５３７６号）。これらの方法は従来のイ
ンヒビターを用いない方向性珪素鋼板の製造方法とは異
なり、これらの方法を用いることにより従来よりもGoss
組織を安定して形成することができる。これらの出願で
は、最終焼鈍時間が３分間以上あれば問題ないとしてい
るが、本願発明者らのその後の実験によれば、その時間
が１時間よりも短時間側では、最終的に得られる磁束密
度にばらつきが生じる傾向があり、Goss組織が必ずしも
安定して得られないことが判明した。これらの方法によ
っても最終焼鈍時間が１時間以上であれば十分に安定し
てGoss組織が得られるが、これでは製造に要する時間が
長くなるのみならず、高効率の製造を可能にする連続焼
鈍を適用することが実質的に困難である。

【００１３】そこで、本願発明者らは連続焼鈍の適用が
可能な短時間の焼鈍により安定してGoss組織が得られる
方法について研究を行った。最終焼鈍時間の目標は、連
続焼鈍の限界と考えられる１０分間以内に設定した。

【００１４】最終焼鈍において短時間で安定したGoss組
織を形成するためには、焼鈍中に｛１１０｝＜００１＞
方位又はそれに近い方位を持つ結晶粒の粒界移動を促進
させればよく、その方法を種々検討した。その結果、最
終焼鈍時における粒界移動の初期段階では、Goss組織を
有する結晶粒のみが表面エネルギーの助けを借りて粗大
化し、Goss方位以外の方位を有する比較的小さな結晶粒
を少しずつ蚕食するという粒成長の現象を示し、このよ
うな粒成長を妨げる因子を取り除けば上記結晶粒の粒界
移動が促進されるという知見を得た。このようなことを
考慮し、従来不可避的不純物と考えられていた元素につ
いて、粒界移動に与える影響を把握する試験を行った。
その結果、Ｎｂ，Ｓｎ，Ｔｉを一定量以下に減少させれ
ば ｛１１０｝＜００１＞方位又はそれに近い方位を
持つ結晶粒の粒界移動が促進され、１０分間以下の短時
間の最終焼鈍によりGoss組織が安定して形成されること
を見出し、上記構成を有する本願発明を完成するに至っ
たのである。

【００１５】以下、本発明について詳細に説明する。本
願発明は、上記先行出願のうち、１回冷間圧延を前提と
する特願平４−１８５３７６号を基本とするものであ
る。

【００１６】まず、本願発明における化学成分の限定理
由について説明する。Ｃは製鋼段階でできるだけ低減し
ておくことが磁気特性上好ましい。Ｃが０．０１ｗｔ％
を超えると磁気特性が著しく劣化する。このためＣの上
限を０．０１ｗｔ％に規定する。

【００１７】Ｓｉは、電気抵抗を高める作用と、２．５
ｗｔ％以上の含有により金属学的変態点をなくし鋼をα
単相にする作用を有している。また、６．５ｗｔ％付近
では磁歪がゼロとなるため極めて優れた軟磁気特性が得
られる。しかし、７ｗｔ％を超えると磁歪が再び増大し
磁気特性が悪化するとともに、極めて脆くなるため実用
的ではない。このためＳｉの含有量を２．５〜７ｗｔ％
の範囲に規定する。

【００１８】Ｓ，Ｎは通常の鋼中に含まれる代表的な元
素であるが、これらの元素は、固溶した状態でも析出物
の形態を採った状態でも粒成長性を阻害するため、でき
る限り低減することが好ましい。但し、製鋼段階で極端
な低減を行うとコスト増の原因となるため、粒成長性を
阻害しない範囲としてこれらの含有量の上限をそれぞれ
０．０１ｗｔ％に規定する。

【００１９】Ａｌはα鉄への固溶度が広く、かつ酸素と
の親和力が強い元素である。従って、最終的な熱処理に
よりGoss組織を形成する際に、熱処理雰囲気中の微量酸
素と反応して鋼板表面に酸化物層を形成してしまうた
め、表面エネルギーによる結晶粒成長が阻害されてしま
う。このため、Ａｌの含有量をこのような不都合が生じ
ない０．０１ｗｔ％以下に規定する。Ａｌ含有量のさら
に好ましい範囲は０．００５ｗｔ％以下である。Ａｌは
脱酸剤として通常添加されるものであるため、特に厳密
に制御する必要がある。

【００２０】Ｃｕはα鉄への固溶度が小さな元素であ
り、最終的な熱処理によりGoss組織を形成する際の結晶
粒成長を著しく阻害する元素である。また、Ｃｕは製鋼
段階で０．０５ｗｔ％程度含有される。従って、その含
有量を上述のような不都合が生じない０．０１ｗｔ％以
下に減じることが必要である。好ましくは０．００５ｗ
ｔ％以下である。ただし、Ｃｕは融点が１０８３℃であ
り、１０００℃程度以上の熱処理により揮発する成分で
あるため、０．０１ｗｔ％よりも多く含有されていても
比較的長時間の熱処理により０．０１ｗｔ％以下にする
ことが可能である。しかし、工程の効率化の観点からは
熱処理時間の延長は好ましくない。

【００２１】Ｎｂ、Ｓｎ、Ｔｉは通常不純物元素として
含有されるものであるが、いずれも最終焼鈍時のGoss粒
の粒成長を遅滞させる効果が強く、１０分間以下の短時
間の最終焼鈍によりGoss組織をばらつきなく安定して形
成するためには、製鋼時成分調整後、Ｎｂを５ppm 以
下、Ｓｎを１０ppm 以下、Ｔｉを２０ppm 以下にする必
要がある。

【００２２】また、これらは同じ作用を有するので、こ
れらが同時に含まれる場合には、これらの合計で規定す
る必要があり、これらの作用の度合いを考慮すれば、 ［Ｎｂ］＋０．５×［Ｓｎ］＋０．２５［Ｔｉ］≦８
（ただし、各元素の濃度はppm である。）を満足するこ
とが要求される。上記含有量及びこの式を満足すれば最
終焼鈍時の粒成長を１０分間以下の短時間でばらつきな
く終了させることができる。

【００２３】これらの元素を上記範囲に規定するために
は溶銑段階から十分名成分管理を行い、製鋼段階におい
ても投入するスクラップを厳密に管理することが肝要で
ある。

【００２４】なお、上記Ｎｂ、Ｓｎ、Ｔｉとともに鋼中
不純物として混入される成分のうち、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ
についても実験を行ったが、これらは含有量を増減させ
ても、最終焼鈍時の粒成長への影響は少なく、他の特性
を考慮しても、不可避的不純物あるいは通常不純物とし
て考えられる量（０．０１〜０．０５ｗｔ％）程度の量
であれば許容されることが確認された。

【００２５】これら元素以外の不可避不純物元素につい
ても通常の鋼に含有される程度の量は許容される。しか
し、磁気特性等をより向上させる観点からは少ないほう
が好ましい。また、α鉄への固溶度が広く、かつ酸素と
の親和力が強いＶ，Ｚｎ等は、Ａｌと同様に表面エネル
ギーによる結晶粒成長を阻害する作用を有するため、そ
の含有量が０．０１ｗｔ％以下、好ましくは０．００５
ｗｔ％以下になるように注意する必要がある。さらに、
鋼中のＯは３次再結晶挙動に影響を与えるため、極力低
いことが望ましく０．００８ｗｔ％以下であることが好
ましい。

【００２６】このような組成を有する溶解された鋼は、
基本的に特願平４−１８５３７６号に記載された方法と
同様の製造方法により鋼板にされる。すなわち、先ずこ
のような組成を有する鋼はインゴットに鋳造されるか或
いは連続鋳造法によりスラブとされ、次いで、このイン
ゴット又はスラブは１０００℃以上の温度に保持され、
熱間圧延に供される。熱間圧延前の保持温度を１０００
℃以上に規定したのは、粗圧延機あるいは仕上げ熱間圧
延機前段での熱延中の再結晶の促進と、７００〜９５０
℃の熱延仕上げ温度を確保するためである。なお、熱間
圧延は、インゴット又はスラブを加熱炉にて１０００℃
以上に加熱してから行ってもよいし、直接圧延により連
続鋳造の後スラブ温度を１０００℃以上に保持したまま
行ってもよい。

【００２７】また、熱間圧延の仕上温度は７００〜９５
０℃の範囲であることが必要である。仕上温度が７００
℃未満では熱間圧延の圧延負荷が大きくなり過ぎ製造上
好ましくない上に、最終的なGoss粒の成長にも悪影響を
及ぼす。また、仕上温度を９５０℃超にするにはインゴ
ット又はスラブの初期温度を高目に設定する必要があ
り、製造コスト上不利となる。

【００２８】熱延板の板厚は最終製品の所望板厚によっ
て異なるが、概ね１．６ｍｍ程度から５．０ｍｍ程度と
なる。このようにして製造された熱延板は常法に従って
巻き取られるが、その巻取温度は５６０〜８００℃とす
ることが好ましい。巻取温度が５６０℃未満では、熱延
終了後のランアウトテーブル上での冷却が実際上困難で
あるため実用性に欠け、一方、巻取温度が８００℃を超
えると、巻取冷却中の表面酸化により酸洗性が悪化し、
実用的ではない。

【００２９】なお、巻き取られた熱延コイルを、必要に
応じて連続炉或いはバッチ炉で熱延板焼鈍してもよい。
このときの熱延板焼鈍温度は７００〜１１００℃である
ことが好ましい。熱延板焼鈍温度が７００℃未満では、
熱延時に形成された加工組織を消滅させることができな
いため、その効果が実質的に現われず、一方、熱延板焼
鈍温度が１１００℃を超えると、操業上のコスト高の原
因となるために実用上問題となる。

【００３０】このようにして得られた熱延板は常法に従
って一次冷間圧延される。この冷間圧延の圧延率は４０
〜８０％とする。圧延率が４０％未満では、通常の熱延
板の板厚からして最終製品板厚（通常、１．０ｍｍ以
下）まで圧延することが難しく、また、表面エネルギー
の効果も相対的に小さくなってしまうため、引き続き行
われる焼鈍によっても十分な粒成長を引き起こすことが
できない。また、圧延率が８０％超ではＧoss 粒の発達
が十分ではなく、また、圧延負荷も大きくなるため得策
ではない。

【００３１】ただし、後述するように二次冷間圧延を行
う場合には、大きな圧延率で二次冷間圧延されるため、
必ずしも上記のような圧延率の下限を規定する必要はな
い。しかし、二次冷間圧延を行う場合であっても一次焼
鈍時にある程度の表面エネルギーによる効果を発揮させ
るためには３０％以上の圧延率で圧延することが好まし
い。

【００３２】なお、通常、冷間圧延では潤滑材を使用す
るが、潤滑材を使用せず無潤滑で圧延を行なっても同様
の効果が得られる。このようにして得られた一次冷延板
は、１０００〜１３００℃で焼鈍される。焼鈍温度が１
０００℃未満では、表面エネルギーを利用した結晶粒成
長の駆動力が十分でないため所望のＧoss 組織を得るこ
とはできない。一方、焼鈍温度が１３００℃を超える
と、実質的にこのような高温加熱のために必要なエネル
ギーコストが大きくなり過ぎ、実用上の問題を生じる。

【００３３】この焼鈍は水素が必要量以上含まれている
実質的に還元性を有する雰囲気中か、実質的に窒素、Ａ
ｒ等の不活性ガスからなる酸素分圧が０．５Ｐａ以下の
非酸化性雰囲気中又は酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空
中で行う必要がある。これは、結晶方位のGoss方位への
集積を阻害する鋼板表面に対する酸化膜の形成を防止す
るためである。真空中又は不活性ガス雰囲気中に酸素分
圧が０．５Ｐａを超える程度に酸素が含有される場合に
は、鋼板表面に酸化膜が形成され、上記のような効果は
得られない。この焼鈍の時間は１０分間以下とする。す
なわち、特願平４−１８５３７６号の方法では、上述し
たように十分に安定したGoss組織を形成するためには１
時間以上の焼鈍時間が必要であるが、本発明ではＮｂ、
Ｓｎ、Ｔｉの量を特定の範囲に規定したので十分に安定
したGoss組織を形成するための焼鈍時間は１０分間以下
であればよい。なお、この焼鈍の温度によってＮｂ、Ｓ
ｎ、Ｔｉの作用は当然異なり、その温度が高ければより
短時間で粒成長が終了するが、本発明では三次焼鈍の温
度範囲である１０００〜１３００℃において温度を問わ
ず１０分間以下の焼鈍時間で十分に安定したGoss組織を
得ることができるのである。下限は特に限定されない
が、３分間程度でも十分なGoss組織が形成される。

【００３４】このようにして得られた焼鈍板はそのまま
でもGoss組織を有し、高い磁束密度を示すが、さらに二
次冷間圧延及び二次焼鈍を施すことにより、より安定し
てGoss組織を得ることができ、高い磁気特性を示すよう
になる。

【００３５】二次冷間圧延の圧延率は９０％以上である
ことが必要である。９０％未満では最終的なGoss粒の集
積が十分でない。この冷間圧延は、一次冷間圧延と同様
無潤滑、潤滑のいずれでも実施可能である。

【００３６】このようにして得られた二次冷延板は１０
００〜１３００℃で二次焼鈍される。この場合も、焼鈍
温度が１０００℃未満では、表面エネルギーを利用した
結晶粒成長の駆動力が十分でないため所望のGoss組織を
得ることはできない。一方、焼鈍温度が１３００℃を超
えると、実質的にこのような高温加熱のために必要なエ
ネルギーコストが大きくなり過ぎ、実用上の問題を生じ
る。この焼鈍も、上記一次焼鈍と同様の理由から、還元
性雰囲気または酸素分圧が０．５Ｐａ以下の非酸化性雰
囲気若しくは酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中で行う
必要がある。すなわち、この場合も鋼板表面に酸化膜が
形成されると、粒成長性が阻害され、最終的に満足なGo
ss粒の集積が得られないからである。焼鈍時間は上述の
一次焼鈍と同様１０分間以下である。なお、このように
二次焼鈍する場合には、一次焼鈍の時間は特に規定され
ない。

【００３７】本発明の方法で得られた鋼板は上述のよう
に短時間の最終焼鈍でもGoss粒が十分に安定して成長
し、３％Ｓｉの組成において、直流で８００Ａ／ｍの磁
界を印加したときの磁束密度Ｂ₈ が１回冷間圧延では
１．６Ｔ以上、さらに冷間圧延を行う場合には１．８５
Ｔ以上の優れた磁気特性を示す。この値は３回圧延法及
び２回圧延法を採用した場合よりも低いが、これらの場
合よりも低コストで製造することができ、さらに圧延を
行う場合でも高効率である。Ｂ₈ がこれ以上低下すると
電気機器に適用した場合における鉄心の大型化、及び鉄
損の増大という問題が生じる虞がある。

【００３８】このように本発明のような短時間の最終焼
鈍によって優れた特性を有する鋼板が製造できるのは、
特定の組成の鋼に対し、一次冷間圧延後の一次焼鈍の際
に表面エネルギーによる好ましい結晶方位への選択的粒
成長が生じること、及び、さらに二次冷間圧延で強加工
することにより好ましい集合組織が形成され、二次焼鈍
による表面エネルギーを利用した結晶粒成長によりGoss
粒の選択的粒成長が速やかに生じることによる。

【００３９】

【実施例】

［実施例１］表１に示すＮｂを変化させた化学成分の鋼
を溶製した後スラブとなし、仕上温度８００℃にて板厚
１．２ｍｍまで熱間圧延を行った。酸洗により表面のス
ケール層を除去した後、板厚０．３ｍｍまで冷間圧延を
行った（圧下率７５％）。その後、露点−５０℃、酸素
濃度１．５ｐｐｍの水素雰囲気中で、加熱速度２００℃
／分にて１２００℃で１０分間の焼鈍を行った。

【００４０】

【表１】

【００４１】これらの試料を幅１０ｍｍ、長さ１００ｍ
ｍに切断し、切断歪みを除去するために窒素雰囲気中に
て８００℃で２分間の熱処理を施し、磁気測定に供し
た。ここでは、反磁界補正後の８００Ａ／ｍの直流磁場
を印加した磁束密度Ｂ₈ を求めた。その結果を表２に示
す。

【００４２】

【表２】

【００４３】表２に示すようにＮｂが０．０００５％以
下、すなわち５．０ｐｐｍ以下であれば、最終焼鈍が１
０分間と短時間であっても、１．６０Ｔ以上の高いＢ₈
が得られることが確認された。このように高い磁束密度
が得られたのは、Goss組織が安定して形成されたためで
ある。 ［実施例２］表３に示すＳｎを変化させた化学成分の鋼
を溶製した後スラブとなし、仕上温度８００℃にて板厚
１．５ｍｍまで熱間圧延を行った。酸洗により表面のス
ケール層を除去した後、板厚０．３ｍｍまで冷間圧延を
行った（圧下率８０％）。その後、露点−５０℃、酸素
濃度２．５ｐｐｍの水素雰囲気中で、加熱速度４００℃
／分にて１１８０℃で１０分間の焼鈍を行った。

【００４４】

【表３】

【００４５】これらの試料を幅１０ｍｍ、長さ１００ｍ
ｍに切断し、切断歪みを除去するために窒素雰囲気中に
て８００℃で２分間の熱処理を施し、磁気測定に供し、
反磁界補正後のＢ₈ を求めた。その結果を表４に示す。

【００４６】

【表４】

【００４７】表４に示すようにＳｎが０．００１０％以
下、すなわち１０ｐｐｍ以下であれば、最終焼鈍が１０
分間と短時間であっても、１．６０Ｔ以上の高いＢ₈ が
得られることが確認された。このように高い磁束密度が
得られたのは、Goss組織が安定して形成されたためであ
る。 ［実施例３］表５に示すＴｉを変化させた化学成分の鋼
を溶製した後スラブとなし、仕上温度８５０℃にて板厚
１．８ｍｍまで熱間圧延を行った。酸洗により表面のス
ケール層を除去した後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延を
行った（圧下率７２．２％）。その後、露点−５０℃、
酸素濃度１．５ｐｐｍの水素雰囲気中で、加熱速度４０
０℃／分にて１２００℃で１０分間の焼鈍を行った。

【００４８】

【表５】

【００４９】これらの試料を幅１０ｍｍ、長さ１００ｍ
ｍに切断し、切断歪みを除去するために窒素雰囲気中に
て８００℃で２分間の熱処理を施し、磁気測定に供し、
反磁界補正後のＢ₈ を求めた。その結果を表６に示す。

【００５０】

【表６】

【００５１】表６に示すようにＴｉが０．００２０％以
下、すなわち２０ｐｐｍ以下であれば、最終焼鈍が１０
分間と短時間であっても、１．６０Ｔ以上の高いＢ₈ が
得られることが確認された。このように高い磁束密度が
得られたのは、Goss組織が安定して形成されたためであ
る。 ［実施例４］表７に示すＮｂ，Ｓｎ，Ｔｉの２種を含有
した化学成分の鋼を溶製した後スラブとなし、仕上温度
７８０℃にて板厚１．５ｍｍまで熱間圧延を行った。酸
洗により表面のスケール層を除去した後、板厚０．３５
ｍｍまで冷間圧延を行った（圧下率７６．７％）。その
後、露点−５０℃、酸素濃度１．５ｐｐｍの水素雰囲気
中で、加熱速度２００℃／分にて１２００℃で１０分間
の焼鈍を行った。

【００５２】

【表７】

【００５３】これらの試料を幅１０ｍｍ、長さ１００ｍ
ｍに切断し、切断歪みを除去するために窒素雰囲気中に
て８００℃で２分間の熱処理を施し、磁気測定に供し、
反磁界補正後のＢ₈ を求めた。その結果を［Ｎｂ］＋
０．５［Ｓｎ］＋０．２５［Ｔｉ］（ｐｐｍ）で整理し
て表８に示す。

【００５４】

【表８】

【００５５】表８に示すように、［Ｎｂ］＋０．５［Ｓ
ｎ］＋０．２５［Ｔｉ］が８以下であれば、最終焼鈍が
１０分間と短時間であっても、１．６０Ｔ以上の高いＢ
₈ が得られることが確認された。このように高い磁束密
度が得られたのは、Goss組織が安定して形成されたため
である。 ［実施例５］表９に示すＭｎ，Ｃｒ，Ｎｉを変化させた
化学成分の鋼を溶製した後スラブとなし、仕上温度８５
０℃にて板厚１．５ｍｍまで熱間圧延を行った。酸洗に
より表面のスケール層を除去した後、板厚０．３５ｍｍ
まで一次冷間圧延を行った（圧下率７６．７％）。その
後、露点−５０℃、酸素濃度１．５ｐｐｍの水素雰囲気
中で、加熱速度４００℃／分にて１２００℃で１０分間
の焼鈍を行った。

【００５６】

【表９】

【００５７】これらの試料を幅１０ｍｍ、長さ１００ｍ
ｍに切断し、切断歪みを除去するために窒素雰囲気中に
て８００℃で２分間の熱処理を施し、磁気測定に供し、
反磁界補正後のＢ₈ を求めた。その結果を表１０に示
す。

【００５８】

【表１０】

【００５９】表１０に示すように、不純物として含まれ
るＭｎ，Ｃｒ，Ｎｉは含有量が変化しても磁束密度がほ
とんど変化しないことが確認された。すなわち、これら
の元素はGoss組織形成に悪影響を及ぼさないことが判明
した。 ［実施例６］表１に示すＮｂを変化させた化学成分の鋼
を溶製した後スラブとなし、仕上温度８００℃にて板厚
２．０ｍｍまで熱間圧延を行った。酸洗により表面のス
ケール層を除去した後、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延を
行った（圧下率４０％）。その後、露点−５０℃、酸素
濃度１．５ｐｐｍの水素雰囲気中で、加熱速度２００℃
／分にて１２００℃で１０分間の焼鈍を行った。さらに
板厚０．１ｍｍにまで冷間圧延を施し（圧下率９１．７
％）、その後露点−５０℃、酸素濃度１．５ｐｐｍの水
素雰囲気中で、加熱速度２００℃／分にて１２００℃で
１０分間の焼鈍を行った。

【００６０】これらの試料を幅１０ｍｍ、長さ１００ｍ
ｍに切断し、切断歪みを除去するために窒素雰囲気中に
て８００℃で２分間の熱処理を施し、磁気測定に供し、
反磁界補正後のＢ₈ を求めた。その結果を表１１に示
す。

【００６１】

【表１１】

【００６２】表１１に示すようにＮｂが０．０００５％
以下、すなわち５．０ｐｐｍ以下であれば、最終焼鈍が
１０分間と短時間であっても、１．８５Ｔ以上の高いＢ
₈ が得られることが確認された。このように高い磁束密
度が得られたのは、Goss組織が安定して形成されたため
である。 ［実施例７］表３に示すＳｎを変化させた化学成分の鋼
を溶製した後スラブとなし、仕上温度８００℃にて板厚
２．５ｍｍまで熱間圧延を行った。酸洗により表面のス
ケール層を除去した後、板厚１．１ｍｍまで冷間圧延を
行った（圧下率５６％）。その後、露点−５０℃、酸素
濃度２．５ｐｐｍの水素雰囲気中で、加熱速度４００℃
／分にて１１８０℃で１０分間の焼鈍を行った。さらに
板厚０．１ｍｍにまで冷間圧延を施し（圧下率９０．９
％）、その後露点−５０℃、酸素濃度１．５ｐｐｍの水
素雰囲気中で、加熱速度２００℃／分にて１２００℃で
１０分間の焼鈍を行った。

【００６３】これらの試料を幅１０ｍｍ、長さ１００ｍ
ｍに切断し、切断歪みを除去するために窒素雰囲気中に
て８００℃で２分間の熱処理を施し、磁気測定に供し、
反磁界補正後のＢ₈ を求めた。その結果を表４に示す。

【００６４】

【表１２】

【００６５】表１２に示すようにＳｎが０．００１０％
以下、すなわち１０ｐｐｍ以下であれば、最終焼鈍が１
０分間と短時間であっても、１．８５Ｔ以上の高いＢ₈
が得られることが確認された。このように高い磁束密度
が得られたのは、Goss組織が安定して形成されたためで
ある。 ［実施例８］表５に示すＴｉを変化させた化学成分の鋼
を溶製した後スラブとなし、仕上温度８５０℃にて板厚
２．５ｍｍまで熱間圧延を行った。酸洗により表面のス
ケール層を除去した後、板厚１．５ｍｍまで冷間圧延を
行った（圧下率４０％）。その後、露点−５０℃、酸素
濃度１．５ｐｐｍの水素雰囲気中で、加熱速度４００℃
／分にて１２００℃で１０分間の焼鈍を行った。さらに
板厚０．１ｍｍにまで冷間圧延を施し（圧下率９３．３
％）、その後露点−５０℃、酸素濃度１．５ｐｐｍの水
素雰囲気中で、加熱速度２００℃／分にて１２００℃で
１０分間の焼鈍を行った。

【００６６】これらの試料を幅１０ｍｍ、長さ１００ｍ
ｍに切断し、切断歪みを除去するために窒素雰囲気中に
て８００℃で２分間の熱処理を施し、磁気測定に供し、
反磁界補正後のＢ₈ を求めた。その結果を表１３に示
す。

【００６７】

【表１３】

【００６８】表１３に示すようにＴｉが０．００２０％
以下、すなわち２０ｐｐｍ以下であれば、最終焼鈍が１
０分間と短時間であっても、１．８５Ｔ以上の高いＢ₈
が得られることが確認された。このように高い磁束密度
が得られたのは、Goss組織が安定して形成されたためで
ある。 ［実施例９］表７に示すＮｂ，Ｓｎ，Ｔｉの２種を含有
した化学成分の鋼を溶製した後スラブとなし、仕上温度
７８０℃にて板厚２．０ｍｍまで熱間圧延を行った。酸
洗により表面のスケール層を除去した後、板厚１．５ｍ
ｍまで冷間圧延を行った（圧下率２５％）。その後、露
点−５０℃、酸素濃度１．５ｐｐｍの水素雰囲気中で、
加熱速度２００℃／分にて１２００℃で１０分間の焼鈍
を行った。さらに板厚０．１２ｍｍにまで冷間圧延を施
し（圧下率９２％）、その後露点−５０℃、酸素濃度
１．５ｐｐｍの水素雰囲気中で、加熱速度２００℃／分
にて１２００℃で１０分間の焼鈍を行った。

【００６９】これらの試料を幅１０ｍｍ、長さ１００ｍ
ｍに切断し、切断歪みを除去するために窒素雰囲気中に
て８００℃で２分間の熱処理を施し、磁気測定に供し、
反磁界補正後のＢ₈ を求めた。その結果を［Ｎｂ］＋
０．５［Ｓｎ］＋０．２５［Ｔｉ］（ｐｐｍ）で整理し
て表１４に示す。

【００７０】

【表１４】

【００７１】表１４に示すように、［Ｎｂ］＋０．５
［Ｓｎ］＋０．２５［Ｔｉ］が８以下であれば、最終焼
鈍が１０分間と短時間であっても、１．８５Ｔ以上の高
いＢ₈が得られることが確認された。このように高い磁
束密度が得られたのは、Goss組織が安定して形成された
ためである。 ［実施例１０］表９に示すＭｎ，Ｃｒ，Ｎｉを変化させ
た化学成分の鋼を溶製した後スラブとなし、仕上温度８
５０℃にて板厚２．０ｍｍまで熱間圧延を行った。酸洗
により表面のスケール層を除去した後、板厚１．０ｍｍ
まで一次冷間圧延を行った（圧下率５０％）。その後、
露点−５０℃、酸素濃度１．５ｐｐｍの水素雰囲気中
で、加熱速度４００℃／分にて１２００℃で１０分間の
焼鈍を行った。さらに板厚０．０８ｍｍにまで冷間圧延
を施し（圧下率９２％）、その後露点−５０℃、酸素濃
度１．５ｐｐｍの水素雰囲気中で、加熱速度２００℃／
分にて１２００℃で１０分間の焼鈍を行った。

【００７２】これらの試料を幅１０ｍｍ、長さ１００ｍ
ｍに切断し、切断歪みを除去するために窒素雰囲気中に
て８００℃で２分間の熱処理を施し、磁気測定に供し、
反磁界補正後のＢ₈ を求めた。その結果を表１５に示
す。

【００７３】

【表１５】

【００７４】表１５に示すように、不純物として含まれ
るＭｎ，Ｃｒ，Ｎｉは含有量が変化しても磁束密度がほ
とんど変化しないことが確認された。すなわち、これら
の元素はGoss組織形成に悪影響を及ぼさないことが判明
した。

【００７５】

【発明の効果】この発明によれば、１０分間以下の短時
間の最終焼鈍で安定したGoss組織を形成することがで
き、結果として高い磁束密度を有する方向性珪素鋼板の
製造方法が提供される。最終焼鈍を短時間化することが
できるので、最終焼鈍を連続焼鈍で行うことができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 田中 靖 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 日裏 昭 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．５
   〜７ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１
   ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｃｕ：０．０
   １ｗｔ％以下、Ｎｂ：５ppm 以下、Ｓｎ：１０ppm 以
   下、Ｔｉ：２０ppm であり、かつ、 ［Ｎｂ］＋０．５×［Ｓｎ］＋０．２５［Ｔｉ］≦８
   （ただし、各元素の濃度はppm である。）を満足し、残
   部Ｆｅ及びその他不可避的不純物からなる鋼材を準備
   し、この鋼材を１０００℃以上に保持した後、仕上温度
   が７００〜９５０℃の熱間圧延を施し、次いで圧延率４
   ０〜８０％の冷間圧延を施し、その後還元性雰囲気若し
   くは酸素分圧が０．５Ｐａ以下の非酸化性雰囲気、又は
   酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中において１０００〜
   １３００℃の温度で１０分間以下の間焼鈍することを特
   徴とする磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．５
   〜７ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１
   ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｃｕ：０．０
   １ｗｔ％以下、Ｎｂ：５ppm 以下、Ｓｎ：１０ppm 以
   下、Ｔｉ：２０ppm であり、かつ、 ［Ｎｂ］＋０．５×［Ｓｎ］＋０．２５［Ｔｉ］≦８
   （ただし、各元素の濃度はppm である。）を満足し、残
   部Ｆｅ及びその他不可避的不純物からなる鋼材を準備
   し、この鋼材を１０００℃以上に保持した後、仕上温度
   が７００〜９５０℃になるような熱間圧延を施し、次い
   で圧延率８０％以下の冷間圧延を施し、その後還元性雰
   囲気若しくは酸素分圧が０．５Ｐａ以下の非酸化性雰囲
   気、又は酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中において１
   ０００〜１３００℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率９０
   ％以上の冷間圧延を施し、その後還元性雰囲気若しくは
   酸素分圧が０．５Ｐａ以下の非酸化性雰囲気、又は酸素
   分圧が０．５Ｐａ以下の真空中において１０００〜１３
   ００℃の温度で１０分間以下の間焼鈍することを特徴と
   する磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法。