JPH10102146A

JPH10102146A - 極薄けい素鋼板の製造方法及び極薄けい素鋼板

Info

Publication number: JPH10102146A
Application number: JP8260898A
Authority: JP
Inventors: Noritaka Takahashi; 紀隆高橋; Nobuo Yamagami; 伸夫山上
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1996-10-01
Filing date: 1996-10-01
Publication date: 1998-04-21

Abstract

(57)【要約】【課題】磁束密度Ｂ₈が高い極薄けい素鋼板を製造す
る。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、sol.Ａｌ、
Ｎ、Ｔｉ＋Ｎｂを規定した鋼片を1100℃以上1200℃以下
の温度に加熱した後、850 ℃以上1000℃以下の温度で仕
上圧延を開始し、750 ℃以上900 ℃以下の熱延仕上げ温
度で熱間圧延を実施し、次いで450 ℃以上700 ℃以下の
温度で巻き取って熱延鋼板を得る。そして、２回又は３
回の冷間圧延により板厚0.20mm以下の冷間圧延鋼板とす
る。続いて、１℃/sec以上の昇温速度で700 ℃以上1000
℃以下の所定温度まで加熱し、当該温度に30秒以上保持
する１段目の焼鈍、700 ℃以上1000℃以下の所定温度に
３時間以上保持する２段目の焼鈍、900 ℃以上1300℃以
下の範囲の所定温度で30秒以上の保持を行う３段目の焼
鈍を行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁気特性にすぐれ
た極薄けい素鋼板の製造方法及び磁気特性に優れた極薄
けい素鋼板に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】変電器の鉄芯などに用いられる方向性け
い素鋼板は、特公昭４６−２３８２０号公報等に示され
るように、従来、２次再結晶のために、ＡｌＮやＭｎＳ
などの析出物をインヒビタとして利用して製造されてい
る。しかしながらこのような方向性けい素鋼板は、Ａｌ
ＮやＭｎＳなどの多量のインヒビタの固溶のための高温
のスラブ加熱工程、最終焼鈍までの脱炭焼鈍工程および
２次再結晶を完全に完了させ、磁気特性に影響をあたえ
る不純物を純化するための高温長時間焼鈍工程を必須と
しており、経済的な観点から問題を有していた。

【０００３】また、このような材料に要求される磁気特
性のなかでも特に重要視される鉄損値は、板厚が薄くな
るほど向上すると考えられているものの、従来のけい素
鋼板では、インヒビタの問題で0.2mm 以下の極薄材の製
造が困難であるとされてきた。

【０００４】このような問題に対して、特開昭６２ー８
３４２１号公報および特開平１ー２１２７２１号公報に
示されるように、極低炭素系であることを前提として、
これにＡｌを微量に添加した組成とすることによって問
題を回避する手法が考案されている。また特開平５ー１
８６８２９号公報に代表されるような表面エネルギーを
用いた極薄方向性けい素鋼板の製造方法が提案されてい
る。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開昭
６２ー８３４２１号公報および特開平１ー２１２７２１
号公報に記載されている方法によれば、高温のスラブ加
熱や高温長時間の焼鈍プロセスを省略でき経済的効果が
得られるものの、0.2mm 以下の板厚では品質のバラツキ
が大きく工業的に安定した２次再結晶挙動を得ることが
できないという問題があった。

【０００６】また、特開平５ー１８６８２９号公報の方
法は、インヒビタを用いないため、本発明が対象とする
極薄鋼板の製造に原理的に有利な手法であるが、微量の
不純物、雰囲気の微妙な変化などによって結晶粒成長が
左右されその結果として安定性に欠けるという問題を抱
えていた。

【０００７】本発明者等は、こうした問題点を克服し、
脱炭焼鈍および高温長時間の焼鈍を施さずに、0.2mm 以
下の板厚で｛110 ｝<001> 面方位の結晶粒（以下Goss粒
と呼ぶ）が安定的に２次再結晶し、これによって従来で
は困難であると考えられていた磁気特性に優れた極薄け
い素鋼板が製造可能となるような方法および磁気特性に
優れた極薄けい素鋼板を発明し、特願平８ー０８９６４
６号等として先に特許出願した。

【０００８】この方法は、熱延板に冷間圧延と中間焼鈍
を組み合わせて板厚0.2mm 以下の極薄冷間圧延材を製造
し、再結晶と微量のＡｌＮ・ＭｎＳの析出物の形態の調
整とGoss粒を発現・進展させるための１段又は２段の焼
鈍と、表面エネルギーを働かせて食い残されたGoss粒以
外の結晶粒を蚕食させる焼鈍を施すものである。この方
法により、磁束密度Ｂ₈が1.85Ｔを超える極薄けい素鋼
板を得ることができた。

【０００９】しかしながら、省エネルギー化といった見
地から、さらに良好な磁気特性、即ち高磁束密度の製品
を製造することが望まれている。

【００１０】本発明は、このような要望に応えるために
なされたもので、前記特願平８ー０８９６４６号に係る
発明に改良を加えて、より高い磁気特性、即ち高磁束密
度を有する極薄けい素鋼板を製造する方法、及び極薄け
い素鋼板を提供することを目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
の第１の手段は、(a) 重量％で、Ｃ：0.01％以下、Ｓ
ｉ：2.5 ％以上７％以下、Ｍｎ：0.04％以上0.1 ％以
下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.002 ％以上0.005 ％以下、
sol.Ａｌ：0.003 ％以上0.006 ％以下、Ｎ：0.004 ％以
上0.006 ％以下を含み、不純物としてのＴｉ＋Ｎｂが0.
003 ％以下である鋼片を準備する工程、(b) 前記鋼片を
1100℃以上1200℃以下の温度に加熱した後、850 ℃以上
1000℃以下の温度で仕上圧延を開始し、750 ℃以上900
℃以下の仕上圧延終了温度で熱間圧延を実施し、次いで
450 ℃以上700 ℃以下の温度で巻き取って熱延鋼板とす
る工程、(c) 前記熱延鋼板を脱スケール後、加熱・冷却
速度が0.1 ℃／sec 以上、保持時間が0.5 分以上10分以
内である中間焼鈍を含む２回又は３回の冷間圧延により
板厚0.20mm以下の冷間圧延鋼板とする工程、(d) 前記冷
間圧延鋼板を、窒素50vol.％以上含む還元性雰囲気にお
いて、１℃/sec以上の昇温速度で700 ℃以上1000℃以下
の所定温度まで加熱し、当該温度に30秒以上保持する１
段目の焼鈍工程、(e) 引き続き前記冷間圧延鋼板を、窒
素50vol.％以上含む還元性雰囲気において、700 ℃以上
1000℃以下の所定温度に３時間以上保持する２段目の焼
鈍工程、(f) さらに、窒素を含まない還元性雰囲気もし
くは酸素分圧が0.5Pa 以下で実質的に窒素を含まない非
酸化性雰囲気または酸素分圧が0.5Pa 以下の真空中にお
いて、900 ℃以上1300℃以下の範囲の所定温度で30秒以
上の保持を行う３段目の焼鈍工程を含む極薄けい素鋼板
の製造方法である。

【００１２】前記課題を解決するための第２の手段は、
前記第１の手段の製法によって製造される極薄けい素鋼
板である。

【００１３】（発明に至る経緯）本発明者らは、前記目
的の達成のために詳細な実験、検討を行った結果、素材
である鋼片の組成と熱延板の製造条件が極薄けい素鋼板
の高磁束密度化に大きな影響を及ぼすことを見出し、以
下のような知見を得た。

【００１４】(1) 0.2mm 以下の板厚を有する極薄鋼板で
は、ＡｌＮ・ＭｎＳをインヒビタとして２次結晶をさせ
る場合、Goss方位以外の方位を持った結晶粒の粒成長を
充分抑制しておくことが極めて重要であるために、イン
ヒビタを有効な量、適正な形態に制御する必要がある。
特に、熱延板中の析出物の形態を制御することは、最終
焼鈍時の初期の析出物の状態を制御することにつながる
ので極めて重要である。また、熱延板の集合組織と最終
焼鈍後の製品の磁気特性とは密接に関連するので、熱延
板の集合組織を制御することも極めて重要となる。そこ
で、種々の組成の熱延板を種々の条件で製造したとこ
ろ、その条件により２次再結晶挙動がそれぞれ異なるこ
とが分かった。

【００１５】(2) さらに、組成と熱間圧延条件について
詳細な検討を加えたところ、スラブ再加熱温度、仕上圧
延開始温度、仕上圧延終了温度を制御することにより、
高い磁気特性を有する極薄けい素鋼板を製造でき、ま
た、インヒビタとなるＭｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ量を調整する
ことによって、さらに高い磁気特性を有する極薄けい素
鋼板を製造できることを見出し、本発明を完成させた。

【００１６】（化学成分の限定理由）まず、本発明にお
いて、熱延鋼板の化学成分を限定した理由について説明
する。

【００１７】Ｃ：インヒビタ法では、Ｃによる組織およ
び集合組織制御を行なうが、前述した本発明ではそうし
たことを行わないため、積極的なＣの添加を行う必要は
ない。むしろ、Ｃは0.01wt％をこえると磁気特性や加工
性を著しく低下させる。このため、Ｃは0.01wt％以下、
好ましくは0.005wt ％以下とする。

【００１８】Ｓｉ：Ｓｉは、磁気特性や相変態を通じた
組織および集合組織制御を行うために極めて重要であ
る。Ｓｉが2.5wt ％を下回ると、最終焼鈍の３段目の焼
鈍において、高温における相変態にともなう組織および
集合組織の変化が著しく、所定の特性を有する鋼板を製
造することが困難となる。また、Ｓｉが７wt％よりも高
い場合には加工性が著しく低下する。従って、Ｓｉは2.
5wt ％以上7wt ％以下とする。ただし加工性の点からＳ
ｉのより好ましい範囲を述べると４wt％以下である。

【００１９】Ｍｎ：Ｍｎは、ＭｎＳの形成のために極め
て重要である。このＭｎＳはＡｌＮインヒビタの析出の
核となり、またＡｌＮの固溶を遅らせる働きを有する。
ただし、0.1wt ％を越えて過剰に含まれる場合は、その
完全固溶のために1250℃以上の著しい高温でのスラブ加
熱が必要となる。一方、0.04wt％未満では、このような
働きは認められず、２次再結晶が不完全となる。このた
め、Ｍｎは0.04wt％以上0.1wt ％以下である必要があ
る。

【００２０】Ｐ：Ｐは粒成長速度および、加工性を低下
させるために有害である。このため、0.02wt％以下とす
る。

【００２１】Ｓ：Ｓは、ＭｎＳの形成のためにＭｎと同
様に極めて重要である。このためには、Ｓは0.002wt ％
以上含有されなければならない。一方、0.005wt ％を越
えて含有された場合には、著しく粒成長速度を低下させ
るため、３段目の焼鈍において所定の時間内で２次再結
晶を完了させることが困難となる。従って、Ｓは0.002w
t ％以上0.005wt ％以下とする。

【００２２】sol.Ａｌ：sol.Ａｌは、インヒビタとなる
ＡｌＮ形成のために極めて重要である。sol.Ａｌが、0.
003wt ％未満の場合は、高磁気特性の極薄方向性けい素
鋼板を製造するのに必要なインヒビタとしてのＡｌＮが
不足し、圧延方向に高い集積度を有するGoss組織となら
ない。一方0.006wt ％をこえると、焼鈍中の吸窒のため
にインヒビタとしてのＡｌＮが多くなりすぎるうえに、
不適当な分布となり、その結果として、２次再結晶が生
じないか又は部分的に２次再結晶粒が形成されるものの
極めて低い被覆率となる。さらに、このようなＡｌは、
高温での粒成長性を著しく低下させるため、３段目の焼
鈍において所定の時間内で２次再結晶を完了させること
が困難となる。従って、鋼中のsol.Ａｌは0.003wt ％以
上0.006wt ％以下とする。

【００２３】Ｎ：ＮもインヒビタとなるＡｌＮ形成のた
めに極めて重要である。Ｎが0.004wt ％未満では、吸窒
が始まるまでの、インヒビタとしてのＡｌＮ量が少なく
なり、圧延方向に高い集積度を有するGoss組織が得られ
ない。その結果、磁気特性が低下する。一方、0.006wt
％をこえるとスラブ加熱中に析出したＡｌＮが、熱間圧
延の再加熱時にも一部未固溶のまま残留する。これらは
熱延中に粗大化し、その結果、ＡｌＮの分布形態が変化
し、磁気特性の低下をもたらす。このため、Ｎは0.004w
t ％以上0.006wt ％以下とすることが必要である。

【００２４】Ｔｉ、Ｎｂ：鋼中に不純物として含まれる
Ｔｉ、Ｎｂは、極めて安定な窒化物を形成するため、Ａ
ｌＮによる２次再結晶挙動を阻害する。このような影響
を避けるために、Ｔｉ＋Ｎｂ量を0.003wt ％以下とす
る。

【００２５】（製造方法）続いて製造方法について述べ
る。

【００２６】(1) 熱間圧延加熱温度（再加熱温度）が1200℃を超えると、加熱中の
表面酸化により、ファイアライト（２ＦｅＯ・Ｓｉ
Ｏ₂）が形成される。そのため、スケールの剥離性が著
しく悪化し、除去されないスケールの残留物が残るた
め、最終焼鈍時に２次再結晶を完了させるのが困難とな
る。また、加熱温度が1100℃未満であると、鋼中のＭｎ
Ｓ、ＡｌＮが完全に固溶せず粗大化してしまうために２
次再結晶が不完全となる。これらの理由により、加熱温
度を1100℃以上1200℃以下とする。

【００２７】仕上圧延開始温度を850 ℃以上1000℃以
下、仕上圧延終了温度を750 ℃以上900 ℃以下にするの
は、以下の理由による。

【００２８】熱間圧延終了後のインヒビタは微細に析出
していることが重要である。析出物が粗大化している場
合には２次再結晶を完全に進行させるのは困難であり、
良好な磁気特性を有する製品を製造することができなく
なる。

【００２９】1000℃を超える高温域で仕上圧延を開始す
ると、歪み誘起によりインヒビタの析出が促進される。
高温域では析出したインヒビタのオストワルド成長によ
る粗大化が顕著であるため、熱延終了時にインヒビタを
微細に析出させることが困難となる。また、850 ℃未満
で仕上圧延を開始すると、鋼片の冷却中にインヒビタが
粗大化するため、熱延終了時にインヒビタを微細に析出
させることができない。850 ℃以上であれば、板厚が薄
くなることにより冷却速度の増加によってインヒビタの
粗大化を防ぐことができる。これらの理由により、仕上
圧延開始温度は850 ℃以上1000℃以下とする。

【００３０】仕上圧延終了温度が低温であると熱間圧延
時間が長くなり、板厚が薄くなることにより冷却速度の
増加が高温で仕上げた場合に比して少なくなる。このた
め、歪み誘起により析出の促進されたインヒビタが粗大
化する。よって、仕上圧延終了温度は750 ℃以上とす
る。また、仕上圧延終了温度を900 ℃超えとするには、
仕上圧延開始温度が1000℃以下という制限の下では、特
別の加熱手段を設けるか仕上げ板厚を厚くする必要があ
るので、仕上圧延終了温度は900 ℃以下とする。

【００３１】また、仕上圧延開始温度と仕上圧延終了温
度を前記の範囲にするのは、集合組織の観点からも磁気
特性向上のために有利である。

【００３２】一般に、熱延鋼板のGoss方位への集積度が
増加すると、最終焼鈍後の磁気特性も向上する。仕上圧
延開始温度が1000℃以下、仕上圧延終了温度が750 ℃以
上であると、熱間圧延時のロールによる剪断変形が強く
働き、鋼板の表層から厚さの１／５程度の深さにかけて
Goss方位を有する未再結晶の回復粒が形成され、熱延鋼
板のGoss方位への集積度が増加し、磁気特性が向上す
る。仕上圧延開始温度が1000℃を超える場合は再結晶が
起こり、仕上圧延終了温度が750 ℃未満の場合では圧縮
変形が加わるため、それぞれGoss方位への集積度が低下
して磁気特性が悪化する。

【００３３】熱間圧延後の巻取り温度が700 ℃を超える
とインヒビタが粗大化し、また表層部での再結晶が生じ
て熱延鋼板のGoss集積度が低下するために、高磁気特性
を有する製品を製造することができなくなる。また、巻
取り温度が450 ℃未満では、材料の強度が高まり巻取り
が不可となる。このため、巻取り温度は450 ℃以上700
℃以下とする。

【００３４】(2) 冷間圧延冷間圧延は中間焼鈍をはさむ２回又は３回の冷間圧延と
する。冷間圧延は常法に従って行われるが、２回未満で
は最終焼鈍の際の結晶粒の選択的粒成長による２次再結
晶粒の成長に好ましい集合組織が適切に形成されず、最
終焼鈍後に十分成長した２次再結晶粒が得られない。ま
たおのおのの冷間圧延での圧延率は20％以上が好まし
い。

【００３５】中間焼鈍の条件として、軟化を完全におこ
させるために、再結晶温度である700 ℃以上、結晶粒の
粗大化による冷間圧延鋼板の形状不良を避けるため1000
℃以下とする。また、これらの中間焼鈍においては、焼
鈍過程における析出物の粗大化を避けるために、0.1 ℃
／sec 以上の加熱速度で0.5 分以上10分以内の焼鈍を行
う必要がある。

【００３６】(3) 冷間圧延後の焼鈍安定した２次再結晶を発現させ、なおかつこの２次再結
晶粒の被覆率が90％以上となるためには、インヒビタと
なるＡｌＮの焼鈍中の最適な形態、分量を制御しなくて
はならない。これを実現するのが、冷間圧延後の３回の
焼鈍である。

【００３７】○１段目の焼鈍：１段目の焼鈍は、材料の
再結晶と、析出物の形態の調整の為に行う。焼鈍温度
が、700℃未満では、材料が完全に再結晶せず、その結
果、引き続く２段焼鈍での２次再結晶が不安定となる。
一方、1000℃超の場合には、正常粒成長している結晶粒
が粗大化し始め、引き続く２段焼鈍での２次再結晶が生
じない。このため焼鈍温度は700 〜1000℃とする。

【００３８】また、昇温速度が１℃/sec未満の場合、
｛110 ｝<001> 面方位以外の面方位の粒成長を十分に抑
止することができず、その結果、｛110 ｝<001> 面方位
の２次再結晶を選択的に起こすことが難しくなる。その
ため昇温速度を１℃/sec以上とする。

【００３９】さらに、焼鈍雰囲気は、鋼中から窒素が著
しく脱離せず、雰囲気より十分に窒素が供給されるよう
な窒素を含む還元性雰囲気とする。ただし、鋼板の酸化
を防ぐため、１vol.％以上の水素を含むことが好まし
い。また、窒素が50vol.％未満では、鋼中からの窒素の
脱離が顕著となる。このため、窒素の比率は50vol.％以
上とする。

【００４０】さらにまた、保持時間は、引き続く２段焼
鈍での２次再結晶を安定的に発現させるために30秒以上
必要である。したがって保持時間を30秒以上とする。た
だし30分超では効果が飽和するため、経済面からは30分
以内とすることが好ましい。

【００４１】○２段目の焼鈍：２段目の焼鈍は、２次再
結晶の発現と進展のために重要である。

【００４２】加熱保持温度が、1000℃をこえると、正常
粒成長している結晶粒が粗大化し、その結果２次再結晶
を生じない。一方、700 ℃未満では、２次再結晶の核と
なる粗大粒の粒成長速度が著しく遅いため、極めて長時
間保持しても２次再結晶が進展しない。そのため加熱保
持温度を700 ℃以上1000℃以下とする。

【００４３】昇温速度はとくに規定しない。工業的に可
能な速度で十分である。また、焼鈍雰囲気は、１段目の
焼鈍条件と同様に鋼中から窒素が著しく脱離せず、雰囲
気より十分にＮが供給されるような窒素を含む還元性ガ
ス雰囲気とする。ただし、鋼板の酸化を防ぐため、１vo
l.％以上の水素を含むことが好ましい。また、窒素が50
vol.％未満では、鋼中からの窒素の脱離が顕著となる。
このため、窒素の比率を50vol.％以上とする。

【００４４】保持時間は２次再結晶を行なわせるために
十分な時間が必要であり、３時間以上とする。一方10時
間をこえても、２次再結晶粒の被覆率において殆ど変化
が見られないため、経済面から10時間以内とすることが
好ましい。

【００４５】○３段目の焼鈍：３段目の焼鈍は、２次再
結晶粒で鋼板表面を90％以上被覆するために必要な焼鈍
である。

【００４６】２段目までの焼鈍では、２次再結晶粒の被
覆率は、最大でも80％程度であり、残りの20％程度は、
２次再結晶粒に食い残された板厚程度の粒径の領域とな
る。このような、細粒部は、貫通粒となっているため、
結晶粒の曲率に反比例する粒界エネルギが不十分であ
り、長時間焼鈍しても殆ど２次再結晶粒に蚕食されず、
磁気特性的にも不充分である。

【００４７】このため、３段目においては、非酸化囲気
中で焼鈍を施すことによって｛１１０｝面が優先的に成
長する表面エネルギを２次再結晶の駆動力として用い細
粒部を２次再結晶粒に蚕食させることを狙いとする。た
だし、この場合、加熱温度は表面エネルギを働かせるた
めに、900 ℃以上が必要である。また、1300℃以上に加
熱した場合には、鋼板のクリープ等によって安定して鋼
板を焼鈍することが困難である。また、いずれの温度に
おいても保持時間は30秒以上必要であり、一方30分でそ
の効果が飽和する。従って、加熱の温度範囲は900 ℃以
上1300℃以下、保持時間は30秒以上、好ましくは30分以
下とする。また、その雰囲気は、還元性雰囲気もしくは
酸素分圧が0.5Pa 以下で実質的に窒素を含まない非酸化
雰囲気または酸素分圧が0.5Pa 以下の真空中とする。窒
素が雰囲気に含まれると、鋼中に窒素が残留して磁気特
性を劣化させるためである。

【００４８】

【実施例】

（実施例１）表１に示される鋼種を真空溶解し、30mmま
でスラブ圧延を行った後に、表２に示す熱延条件で熱間
圧延を行い、厚さ2.5mm の熱延鋼板を得た。つづいて、
酸洗、冷間圧延、最終焼鈍を行った。

【００４９】冷間圧延は、第１回目の冷間圧延で2.5mm
から0.5mm まで圧延し、第２回目の冷間圧延で0.5mm か
ら0.3mm まで圧延し、第３回目の冷間圧延で0.3mm から
0.1mm まで圧延した。各々の冷間圧延の間で、100 ％Ｎ
₂雰囲気中において、焼鈍温度900 ℃、保持時間２分の
中間焼鈍を施した。

【００５０】最終焼鈍は、３段にわたって実施した。第
１段目の焼鈍では、昇温速度を600℃／分とし、95％Ｎ
₂−５％Ｈ₂の雰囲気中で900 ℃に５分間保持した。第
２段目の焼鈍では、95％Ｎ₂−５％Ｈ₂の雰囲気中で90
0 ℃に10時間保持した。第３段目の焼鈍では、100 ％Ｈ
₂の雰囲気中で1200℃に10分間保持した。

【００５１】得られた薄鋼板の組織として板厚の10倍以
上の粒径を有する結晶粒の被覆率と圧延方向の磁束密度
Ｂ₈（Ｔ）、保持力Ｈ_C（Ａ／ｍ）を測定した。この結
果を、表２に示す。表２から明らかなように、本発明の
成分範囲でなおかつ本発明の製造方法を施した場合にの
み、磁束密度Ｂ₈が1.90Ｔ以上の、磁気特性に優れた極
薄けい素鋼板を得ることができた。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】（実施例２）表１の鋼番１の鋼種を真空溶
解し、30mmまでスラブ圧延を行った後に、表３に示す熱
延条件で熱間圧延を行い、厚さ2.5mm の熱延鋼板を得
た。つづいて酸洗、冷間圧延、最終焼鈍を行った。

【００５５】冷間圧延は、表３において３回圧延と書か
れているものについては、実施例１と同じ条件で行っ
た。表３において２回圧延と書かれているものについて
は、第１回目の冷間圧延で板厚2.5mm から0.3mm まで圧
延し、第２回目の冷間圧延で板厚0.3mm から0.1mm まで
圧延した。そして、これらの冷間圧延の間で、100 ％Ｎ
₂雰囲気中において、焼鈍温度900 ℃、保持時間２分の
中間焼鈍を施した。

【００５６】最終焼鈍は、３段にわたって実施した。第
１段目の焼鈍では、昇温速度を600℃／分とし、95％Ｎ
₂−５％Ｈ₂の雰囲気中で900 ℃に５分間保持した。第
２段目の焼鈍では、95％Ｎ₂−５％Ｈ₂の雰囲気中で90
0 ℃に10時間保持した。第３段目の焼鈍では、100 ％Ｈ
₂の雰囲気中で1200℃に10分間保持した。

【００５７】得られた薄鋼板の圧延方向の磁束密度Ｂ₈
（Ｔ）、保持力Ｈ_C（Ａ／ｍ）を測定した。この結果
を、表３に示す。表３から明らかなように、熱延板焼鈍
条件が本発明の製造方法をの範囲にある場合にのみ、磁
束密度Ｂ₈が1.90Ｔ以上の極薄けい素鋼板を得ることが
できた。

【００５８】

【表３】

【００５９】

【発明の効果】以上説明したように、本発明において
は、熱延鋼板の化学成分、熱延条件、冷間圧延・中間焼
鈍条件、最終焼鈍条件を特定のものにすることにより、
インヒビターと表面エネルギーを活用することができ、
磁気特性に優れた極薄けい素鋼板を得ることが可能とな
る。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 (a) 重量％で、Ｃ：0.01％以下、Ｓｉ：
2.5 ％以上７％以下、Ｍｎ：0.04％以上0.1 ％以下、
Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.002 ％以上0.005 ％以下、sol.
Ａｌ：0.003 ％以上0.006 ％以下、Ｎ：0.004 ％以上0.
006 ％以下を含み、不純物としてのＴｉ＋Ｎｂが0.003
％以下である鋼片を準備する工程、(b) 前記鋼片を1100
℃以上1200℃以下の温度に加熱した後、850 ℃以上1000
℃以下の温度で仕上圧延を開始し、750 ℃以上900 ℃以
下の仕上圧延終了温度で熱間圧延を実施し、次いで450
℃以上700 ℃以下の温度で巻き取って熱延鋼板とする工
程、(c) 前記熱延鋼板を脱スケール後、加熱・冷却速度
が0.1 ℃／sec 以上、保持時間が0.5 分以上10分以内で
ある中間焼鈍を含む２回又は３回の冷間圧延により板厚
0.20mm以下の冷間圧延鋼板とする工程、(d) 前記冷間圧
延鋼板を、窒素50vol.％以上含む還元性雰囲気におい
て、１℃/sec以上の昇温速度で700 ℃以上1000℃以下の
所定温度まで加熱し、当該温度に30秒以上保持する１段
目の焼鈍工程、(e) 引き続き前記冷間圧延鋼板を、窒素
50vol.％以上含む還元性雰囲気において、700 ℃以上10
00℃以下の所定温度に３時間以上保持する２段目の焼鈍
工程、(f) さらに、窒素を含まない還元性雰囲気もしく
は酸素分圧が0.5Pa 以下で実質的に窒素を含まない非酸
化性雰囲気または酸素分圧が0.5Pa 以下の真空中におい
て、900 ℃以上1300℃以下の範囲の所定温度で30秒以上
の保持を行う３段目の焼鈍工程を含む極薄けい素鋼板の
製造方法。
【請求項２】請求項１に記載の製法によって製造され
る極薄けい素鋼板。