JPS5938326A - 一方向性珪素鋼板の製造方法 - 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】 この発明は磁化容易軸である〔００１〕方位が圧延方向
に揃った結晶粒を有する一方向性珪素鋼板の製造方法に
関するものである。

周知のように一方向性珪素鋼板は主として変圧器その他
の電気機器の鉄芯に使用されるものであるが、近年の省
エネルギー、省資源への強い要請から変圧器や各種電気
機器の電力損失低減、効率化が重要となり、これに伴っ
て鉄芯材料である一方向性珪素鋼板についても、磁気特
性、特に磁化特性（励磁特性）および鉄損特性が優れて
いることが要求されている。最近では珪素鋼板の製造技
術の進歩に伴ないこれらの特性が相当に優れた一方向性
珪素鋼板が得られるようになり、例えば磁化特性につい
てはＢ、。値（磁場の強さが１０００Ｖｍのとき発生す
る圧延方向の磁束密度）が１．８５Ｔ（テスラ）を超え
る高磁束密度のものが得られるようになり、また鉄損特
性は板厚０．　：３０關の一方向性珪素鋼板でＷ１７１
５０値（磁束密度１７Ｔ１周波数５０　Ｈｚで磁化した
場合の鉄損）が１、１０　Ｗ／Ａｇ以下である低鉄損の
ものが得られるようになった。

このように優れた磁気特性を有する珪素木板は、鉄の磁
化容易軸である［００１　）方向が鋼板の圧延方向に高
度に揃った結晶粒から構成されているものであり、この
ような一方向性珪素鋼板を得るためＫは、その製造工程
における最終焼鈍の際に、いわゆるゴス粒と称される（
１１０）〔００１〕方位の結晶粒を２次再結晶粒として
充分に成長発達させる必要がある。そしてとの（１１０
）［ｏｏ１］方位の２次再結晶粒を充分に成長させるた
めの基本的要件としては、２次再結晶過程において（１
１０）〔００１〕方位以外の好ましくない結晶方位をも
つ結晶粒の成長を強く抑制するインヒビターの存在が不
可欠であるとともに、尖鋭に揃った（ｚｏ）［００１〕
方位の２次再結晶粒が充分に発達するに好適な１次再結
晶集合組織の形成が必要であることが知られている。

前述のインヒビターとしては、通常はＭｎＳ　。

ＭｎＳｅ　、あるいはｕＮ等の微細析出物が用いられて
おり、主として熱延工程においてそれらの微細析出状態
を調整することによシ強い抑制作用を発揮している。ま
た最近ではこれらの微細析出物に加えて、特公昭５１−
１３４６９号公報や特公昭５４−３２４１２号公報に開
示されているようなｓｂ　、　Ａｓ　、旧、Ｐｂ、Ｓｎ
１あるいは特公昭５４−３２４１２号公報に開示されて
いるようなＭ。

等の粒界偏析型元素を複合添加してインヒビターの効果
を強化することも行なわれている。

一方（１１０）　［ＯＯ１）方位の２次再結晶粒が充分
発達するに適した１次再結晶集合組織を形成するために
は、一方向性珪素鋼板の一連の製造工程９釦おける熱延
条件および冷延条件を適切に組合せることが必要であシ
、この目的から中間焼鈍を挾む２回の冷間圧延を施す工
程が採用されるようになシ、さらに本発明者等が既に特
公昭５６−３８６５２号公報において開示した如く、最
終板厚に仕上げだ冷延鋼板に脱炭および再結晶を兼ねて
施す８００℃前後の脱炭焼鈍の前に、６００〜６５０℃
の温度範囲内で３０秒間以上１ｏ分間にわたり保持する
焼鈍（以下これを特に再結晶焼鈍と称す）を付加するこ
とによって、一段と好適な１次再結晶集合組織を得るこ
とが可能となった。

上述のように好ましくない結晶方位をもつ結晶粒の成長
を抑制するインヒビターと好適な１次再結晶集合組織と
を有する鋼板に対して、前述の特公昭５１−１３４６９
号公報、特公昭５４−３２４１２号公報および特公昭５
６−３８６５２号公報に共通に記載されているように、
最終焼鈍として２次再結晶が発現進行するほぼ８５０　
’Ｃ近傍の温度で１０時間以上保持する処理（以下これ
を特に２次再結晶焼鈍と記す）を施すことにより、高度
に尖鋭な（１１０）〔ｏｏｌ〕方位の２次再結晶粒を選
択的に充分に成長させて、高い磁束密度を有する一方向
性珪素鋼板を製造することができる。

しかしながら前述の特公昭５６−３８６５２ｑ公報に従
って１次再結晶集合組織を改善するだめの再結晶焼鈍を
工業的規模で実施しだところ、次のような問題があるこ
とが判明した。すなわち、この再結晶焼鈍の条件につい
て前記公報では６００〜６５０　’Ｃの温度範囲内で３
０秒・〜１ｏ分間保持と規定しているが、再結晶焼鈍は
複雑多岐にわたる工程を経た後の最終板厚の冷延鋼板に
施されるものであるから、前記条件内のうちでも真に最
適な再結晶焼鈍条件は実際には素材の組成や再結晶焼鈍
に至るまでの各種の処理工程の条件の変動によって変化
し、その最適条件から外れれば再結晶焼鈍による効果が
充分に得られない。しかるに工業的規模での実施におい
ては素材の組成や再結晶焼鈍に至るまでの各種処理工程
条件にある程度のばらつきが生じることはｊ！け維いの
が実情であるが、そのようなばらつきを正確に把握して
再結晶焼鈍を真に最適な条件下で行うべく再結晶焼鈍条
件をその都度変更することは大際には困難であり、した
がって実操業においては得られる製品の磁気特性が不安
定とならざるを得なかった。

さらに、再結晶俳鈍を最適条件丁で行った場合でも、製
品の磁気特性は磁束密度に関してはＢ１０値で１９２Ｔ
を越えるような優れた値を示すことがあるが不安定であ
り、また特に重大な欠点として、Ｂ１１値の向上に伴っ
て２次再結晶が粗大化する傾向があり、そのため鉄損が
充分に低減されずＷ１７１５０値で１．１０　ｗ／ｋｇ
以下の低鉄損の製品を確実に得ることが困難となる問題
があった。

この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、前記特
公昭５６−３８６５２号公報に記載された方法（以下こ
の方法を「従来の改良方法」と記し、それ以前の一般的
な従来方法と区別する）に更に改善を加えて上述の欠点
を見服し、鉄損ＷＩ　７７５０が確実かつ安定して１．
１０　ｗＡｙ以下となる磁気特性の優れた一方向性珪素
鋼板を工業的規模で製造し得るようにした方法を提供す
ることを目的とするものである。

すなわち本発明者等は上述の目的を達成するべく鋭意実
験・検討を重ねた結果、従来の改良方法における再結晶
焼鈍を行う代りに、脱炭焼鈍の昇温過程を適ＩＪＪに制
御することによって再結晶後の鋼板の再結晶率を適切な
範囲とし、併せて脱炭焼鈍に供される冷延鋼板の表面粗
度を適切な範囲に１ｔｒｉｌ　Ｈすることによって上述
の目的を達成し得ることを見出し、この発明をなすに至
ったのである。

具体的には、この発明の一方向性珪素鋼板の製造方法は
、Ｃ０，０２〜０．１０％、５１２５〜４０係、Ｍｎ　
０．０２〜０．１５％を含有するとともにＳ。

Ｓｅのいずれか１種または２種を合計量で０．００８〜
０．０８０　％含有する珪素鋼板素材を熱間圧延して熱
延鋼板とし、その熱延鋼板に対して中間焼鈍を挾む２回
以上の冷間圧延を最終冷延圧下率５０〜７５％の範囲内
で施して所定の最終板厚に仕上げ、さらにその〜＋＝ｍ
板に対し７５０〜８５０℃の温度範囲内で脱炭焼鈍を施
し、その後８２０〜９００℃の温度範囲内で（１１０）
　Ｃｏ　０１　）方位の２次再結晶を成長させる焼鈍お
よび１０５０＝Ｉ２５０°Ｃの温度範囲内での高温焼鈍
を行う一連の一方向性珪素鋼板の製造工程において、前
記脱炭焼鈍に供される冷延鋼板の表面平均粗さＲａを０
３５μｍ以下とし、しかも脱炭焼鈍の昇温過程における
６００〜７００　’Ｃの間の昇温速度を１００〜４００
″′Ｖｍｉ　ｎに制御して７００　℃到達時の鋼板の再
結晶率を１０〜５０％の範囲内とすることを特徴とする
ものである。

以下この発明の製造方法について詳細に説明する。

先ずこの発明をなすに至った種々の知見について実験結
果に基づき順を追って説明する。

冷延時において結晶内部に蓄積される歪量は結晶方位に
よって相異し、（１１０）［００１）方位の結晶粒が最
も蓄積歪量が多く、そのため（１１０）〔ＯＯ１］方位
およびその近傍の結晶方位を有する結晶粒はど再結晶過
程の初期に優先的に再結晶を開始することが従来がら知
られている。しだがって従来の改良方法における１次再
結晶集合組織改善法としての再結晶焼鈍においては、こ
れらの優先再結晶方位の結晶粒からの一段と選択的な再
結晶の早期開始と成長を助長する役割を果たしており、
その結果（］　１０　）　Ｃ（１０１）方位およびその
近傍の結晶方位成分が強く集積した１次再結晶集合組禮
の形成が促されるものと推定される。一方、２次再結晶
とは、」一連のような１次再結晶集合組織の中から（１
１ｏ）〔Ｏｏ１〕方位の結晶粒のみが他の方位の結晶粒
を蚕食しながら選択的に成長するものであるが、１次再
結晶集合組織が（１１０）［００１）方位近傍の強い集
積状態となると、２次再結晶過程における（１１０）〔
ＯＯｌ　）方位の結晶粒の選択性が強められる反面、成
長し得る結晶粒の数が減少し、その結果、得られる２次
再結晶の粒径が著しく粗大化すると考えられる。

このような考察から、従来の改良方法における再結晶焼
鈍では、優先再結晶方位を過度に選択的に発芽・成長さ
せるような条件となっており、１ｚｏ）（ｏｏｌ）方位
およびその近傍の結晶方位への集積を強め過ぎたため、
２次再結晶粒の結晶方位が尖鋭に（ｌｌｏ）〔ｏｏｌ〕
方位に揃って高い磁束密度を示す反面、２次再結晶粒の
粒径が著しく粗大化して渦電流損失が増大し、鉄損特性
が劣る結果を招いていたものと推察された。

このような観点から本発明者等は鉄損特性を向上させる
ためには、再結晶焼鈍において所望の結晶方位の再結晶
を優先的に開始せしめた後は過度に成長させることのな
いように再結晶焼鈍時間を短時間側で適切に制御し、再
結晶焼鈍後の鋼板の再結晶率を適度に制御する方法の検
討が必要と考え、次のような実験を試みた。

すなわち、Ｃ０，０４％、Ｓｉ３．０５％、Ｍｎ　Ｏ，
０７チおよびＳｅ０．０２２％を含有し残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる珪素鋼連鋳スラブに従来公知
の熱間圧延を施して板厚３．　Ｏｆｌの熱延鋼板となし
、次いで９００℃×３分のノルマライジング焼鈍後、第
１次冷間圧延により板厚０８５ｆｌとなし、９５０℃×
２分間の中間焼鈍後、第２次冷間圧延により板厚０．３
０　ｆｉの最終板厚に仕上げ、この最終冷延鋼板を表面
浄化処理した後、脱炭焼鈍を施すに際して、 （４）従来法に従って直ちに８２０℃に昇温速度１５０
０°ＩＣ／ｍｉｎ程度で昇温し、湿水素中で８２０°Ｃ
×３分間焼鈍する場合、 （ｌ（）　　従来の改良方法に準じて、６００〜６５０
℃において１０〜３００秒間の再結晶焼鈍を施した後、
８２０℃に列温して湿水素中で８２０°×３分間焼鈍す
る場合 以上の（４）、（Ｂ）に分けて実施し、続いてＭｇＯス
ラリーを焼鈍分離剤として塗布した後、８５０”ＣＸ４
０時間の２次再結晶燻鈍と１２００℃×１５時間の高温
焼鈍を施して一方向性珪素鋼板を製造した。この実験に
おける囚もしくは（Ｂ）の焼鈍を施した後の鋼板断面を
観察して再結晶率（１次再結晶率）を調べ、その再結晶
率と製品の磁気特性との関係を求めたところ、デ１図に
示す結果が得られた。

第１図から、磁束密度Ｂ１０値は再結晶焼鈍後の再結晶
率が増加するに伴って向上し、６０チ以上の再結晶率に
おいて最高の水準に達するが、鉄損Ｗ１７１５０値は、
再結晶率が１０〜５０％の範囲において充分に低い値を
示し、５０チを越えれば再結晶率の増大に伴って急激に
鉄損ｗ１７１５゜値が増大することが明らかとなった。

すなわち、最高値の磁束密度を得るよりもむしろ鉄損を
重視する観点に立てば、再結晶率を１０〜５０％の範囲
内に制御することが鉄損低域に有効であるとの新規な知
見を得たのである。

上述のように１０〜５０％の範囲内の再結晶率を得るた
めに必要な再結晶焼鈍条件は、前記実験Ｋｈｌｈテは６
ｏｏ℃×２５〜４０秒、６２５℃×１５〜２５秒、また
は６５０”ＣＸｌ０〜２０秒の各条件であった。これら
の条件は、従来の改良方法による再結晶焼鈍条件、すな
わち６００〜６５０℃で３０秒〜１ｏ分間保持する条件
と比較して短時間の処理となっている。このことは、従
来の改良方法による再結晶焼鈍においては鉄損値を無視
して専ら磁束密度を最高度に向上させることを意図して
いたこと、すなわち上述の実験で判明した６０チ程度以
上の再結晶率を達成するような再結晶焼鈍条件を選択し
ていたことを意味する。

ところで再結晶焼鈍後の再結晶率を１０〜５゜俤の範囲
内に制御するだめの再結晶焼鈍条件は、焼鈍温度に応じ
て保持時間が短時間側で変化し、しかも累月の組成や工
程履歴の変動によっても変化するため、一定温度加熱保
持の場合には特定条件として定めることが困難である。

そこで本発明者等は再結晶が開始・進行する温度領域の
特定範囲内を特定の昇温速度で除熱昇温する方法の適用
を考え、かつまた前述のように焼鈍時間は高々３０秒以
内の短時間と予想されるので、この除熱昇温を脱炭焼鈍
の昇温過程を利用することを考え、次のような実験を試
みた。

すなわち前述の実験における最終冷間圧延後の試料につ
いて脱炭焼鈍を施す際に、昇温途中の５５０〜６５０　
Ｔ；の間、６００〜７ｏｏ℃の間、６５０〜７５０℃の
間の各々の温度範囲を昇温速度３０〜ｌ　５０００Ｑ／
１ｎｉｎの範囲内で変化させて昇温し、各温度範囲以外
は１５００　’Ｃ／１ｎｉｎの昇温速度として８２０　
℃まで昇温した後、湿水素中で８２０℃Ｘ３０分間の脱
炭焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を塗布後、８５０℃Ｘ
４０時間の２次再結晶焼鈍と１２００℃×１５時間の高
温焼鈍を組合せだ最終焼鈍を施して一方向性珪素鋼板を
得た。

得られた一方向性珪素鋼板の磁気特性と、脱炭焼鈍の昇
温過程における前記各特定温度範囲の昇温速度との関係
を第２図に示す。但し第２し１において○印は５５０〜
６５０℃の間、ｅ印は６００〜７００℃の間、Δ印は６
５０〜７５０℃の間の各各の温度範囲で昇温速度を変え
た場合を示す。

第２図から、脱炭焼鈍の昇温途中で６００〜７００°Ｃ
の温度範囲内を１００〜４００°Ｃ／ｉｎ　ｉ　ｎの昇
温速度で除熱昇温した場合に、必ずしも完全ではないが
充分な磁束密度の向上と大幅な鉄損低減が実現できるこ
とが明らかであり、上記範囲を外れれば、一部の条件下
では高い磁束密度が得られることがあるものの、鉄損は
いずれにおいても充分に低減されない。したがって上記
の温度および昇温速度の範囲を満足することによって初
めて意図した短時間焼鈍の効果を充分に発揮させ得るの
である。

寸だ上記実験に供した試料のうち、脱炭焼鈍の昇温中に
所定温度範囲を除熱昇温した後、直ちに冷却して取出し
た試料について鋼板断面の再結晶率を６１１定したとこ
ろ、上述の限定範囲を満たす条件すなわち６００〜７０
０℃の間を１００〜４００’い山１の昇温速度で除熱昇
温した場合には、いずれも７００℃到達時の再結晶率１
０〜５０％の範囲を満足していたが、前記限定範囲を外
れる温度範囲もしくは昇温速度で処理した場合はいずれ
も再結晶率が１０％未満もしくは５０チを越える状態で
あった。したがって適切な温度範囲を適切な昇１ｊＡ速
度で処理した場合に初めて必要とする再結晶率の達成と
′にす時間焼鈍の効果発揮が可能となるのである。

なお従来の一般的な一方向性珪素鋼板の１８！！遣方法
においては、脱炭焼鈍は８００〜８５０　’Ｃ；間の一
定温度に保持された連続焼鈍炉に鋼板を連続的に送り込
んで施される。このような操業条件下では鋼板温度が室
温から８　（ｌ　Ｏ’Ｃ程度の炉温まで昇温するに要す
る温度は通常３０秒μ丁であり、したがって列温速度は
１０００°Ｃ７ｍ１　ｎ程度以上である。また例えば米
国特許明細書第２９６５５２６号明細書によれば、工業
的な脱炭焼鈍における鋼板の昇温速度は１６００°ｃ／
ｒｒ１１ｎ以上の速度であると明示されている。したが
って従来の脱炭焼鈍における急速な昇温速度の場合には
本発明者等が見出しだような再結晶集合組織を改善する
効果が得られなかったのである。

さらに本発明者等は多種類の試料について上述のような
脱炭焼鈍の昇温過程の制御の効果を調べるため次のよう
な実験を行った。

すなわちＣ００３〜００６％、Ｓｉ２．９５〜３１０％
、Ｍｎ　０．０４〜０．０８　％、５ｅＯ０１４〜０、
０２５　％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物
よりなる多種類の珪素鋼素材を従来公知の方法によシ熱
間圧延して板厚３０隅の熱延鋼板を得、１０００°ＣＸ
Ｉ分間のノルマライジング焼鈍を施した後、第１次冷油
圧延を施して板厚ｏ、　ｓ　ｏ　ｗとなし、９５０℃×
３分間の中間焼鈍な行った後、第２次冷間圧延を施して
板厚０．３０１１１１１１に仕上げた。

次いでこの冷延鋼板に脱炭焼鈍を行う際に、（Ｃ）　　
直ちに８２０　”Ｃに昇温して湿水素中で８２０℃×３
分間の脱炭焼鈍を施す場合（従来法）、■）脱炭焼鈍に
先立ち６２０℃×３分間の再結晶焼鈍を行った後、直ち
に８２０℃に昇温して湿水素中で８２０°ＣＸ３分間の
脱炭焼鈍を行う場合（従来の改良方法）、 （匂　脱炭焼鈍の昇温過程で６０（〕〜７００℃の間の
昇温速度を２００°Ｃ／ｉｎ　ｉ　ｎに制御部した後、
湿水素中で８２０°ＣＸＢ分間の脱炭焼鈍を施した場合
（本発明法）、以上（Ｃ）　、　Ｑ））　、　（Ｅ）の
３態様に分けて実施し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後
、８５０゜×５０時間の２次再結晶焼鈍と１２００℃Ｘ
ＩＯ時間の高温焼鈍とを組合せた最終焼鈍を施して一方
向性珪素鋼板を得た。得られた製品の磁束密度Ｂ１ｏ値
と鉄損Ｗ、７／？、。の関係を第３図に示す。

第３図から、Ｘ印で示される従来法（Ｃ）の場合と比較
して、Ｏ印で示される従来の改良方法の）の場合には磁
束密度の向上は著しいが鉄損の低減は不充分であり、こ
れに対し・印で示される本発明方法（Ｅ）によれば磁束
密度と鉄損の両者ともに改善されることか明らかとなっ
た。

しかしながら、上述のように脱炭焼鈍の昇温過程を適切
に制御しても、素材の種類に対応して磁気特性の向上程
度が異なり、かつばらつきも大きく、未だ充分に安定し
た磁気特性が得られるとは言い難い状態である。そこで
本発明者等は各種の工程要因について磁気特性に及ぼす
影響を鋭意検討した結果、次のような新たな知見を得た
。

すなわち最終焼鈍での２次再結晶過程において、２次再
結晶粒の成長には鋼板の表面粗度が大きな影響を及はし
ており、表面粗度の増加に伴って２次再結晶粒の成長が
阻害されるようになるため、表面粗度を適切な範囲に制
御しなければ所期の磁気特性向上が望めなくなり、特に
脱炭焼鈍の昇温速度を適切に制御するこの発明の方法の
場合には表面粗度が磁気特性に大きな影響を及ぼしてい
ることを知見した。すなわち、最終焼鈍時の鋼板表面粗
度は最終冷延鋼板の表面粗度によって決定されるところ
から、第３図の試験で得られた製品の磁気特性をその鋼
板の最終冷延板すなわち脱炭焼鈍前の表面粗度との関係
を調べたところ第４図に示す結果が得られた。但しここ
で表面粗度は平均粗さＲａを用いて表わした。

第４図から、一般に表面粗度が小さくなる程磁気特性が
向上する傾向が認められるが、従来法に従って脱炭焼鈍
した場合（第４図×印）にはその傾向がさほど大きくな
く、表面粗度に対する依存性が小さいのに対し、本発明
方法の脱炭焼鈍昇温過程制御の場合（第４図・印）にお
いては前記傾向が明確にあられｎ１表面粗度の減少に伴
って磁気特性、特に鉄損特性が大きく改善されることが
明らかである。そして第４図から、鉄損Ｗ１７７５゜値
を確実に１．１０ＷＪ以下に抑えようとすれば、表面粗
度を平均粗さＲａにして０．３５μｍ以下の可及的に小
さい値に制御する必要があることが判明し、このような
実験結果に基いて平均粗さＲａ　Ｏ，３５／ｊｍ以下な
る条件をこの発明の構成要件としたのである。

上述のように最終冷延鋼板の表面粗度が２次再結晶粒の
成長挙動に影響する理由については未だ明確ではないが
、本発明者等の調査によれば、２次再結晶進行中の鋼板
表面には結晶粒成長のインヒビターとして作用するＭｎ
　、　Ｓｅ　、　Ｓの濃化が認められ、表面粗度の増加
に伴ってすなわち比表面積の増加に伴ってインヒビター
の表面濃化畦も増大するため、錆板内部のインヒビター
の効果が減少し、２次再結晶粒の成長が不充分となるも
のと推察される。特にこの発明の方法の場合、尖鋭に揃
った（１１０）［００１〕方位の２次再結晶粒を充分に
成長させる目的から２次再結晶焼鈍、すなわち８２０〜
９００℃の温度範囲で１０時間以上、好ましくは３０〜
６０時間もの長時間焼鈍を必要とするだめ、インヒビタ
ーの表面濃化がこの長時間保持中に相当に大きく進んで
しまうこと、および脱炭焼鈍に先立つ再結晶焼鈍の効果
により改善された１次再結晶集合組織から発現する２次
再結晶粒の結晶方位選択性が従来法に比べて格段に強化
されており、その分だけ２次再結晶の開始・成長に長時
間を要すること等が相俟って、表面粗度増加に伴うイン
ヒビター元素の表面濃化の影響が強くあられれるものと
考えられる。結局、従来はその影響が小さいため無視さ
れていた２次再結晶時の鋼板の表面粗度が、充分に優れ
た磁気特性を得ようとするこの発明の方法の場合には重
要な要因として作用しているのである。

以上述べたようにこの発明の方法は脱炭焼鈍の昇温過程
における６００〜７００　’Ｃの温度範囲の昇温速度１
００〜４００°ｃ／ｍ　ｉ　ｎなる条件およびそれによ
るその７００℃到達時の再結晶率１０〜５０％なる条件
と、脱炭焼鈍に供される冷延鋼板の表面平均粗さ０３５
μｍ以下なる条件が組合わされて初めて所期の目的を達
成できるのであり、いずれかの条件を逸脱した場合には
所望の優九た磁気特性を有する一方向性珪素鋼板をし定
゛確実に製造することができない。なお各条件の工業的
実施は後述する如く容易であり、生産性や設備の点で特
に支障を来たすものてはない。

次にこの発明の方法が適用される珪素鋼累月の成分限定
理由を説明する。

Ｃは熱間圧延および冷間圧延工程において鋼板の結晶組
織の均一化と（１１０）ＣＯＯＬ）方位の集積度が高い
再結晶集合組織の形成を図る上において不可欠の元素で
あシ、この目的を達成するためには０．０２チ以上が必
要である。一方Ｃ含有量が０．１０％を越えれば通常の
連続焼鈍で施す短時間の脱炭焼鈍では充分に脱炭するこ
とが困難になり、その結果製品にＣが残留すれは鉄損特
性が大きく劣化するから、Ｃの上限は工業的な脱炭焼鈍
の可能限度から０．１０％以下に制限する必要がある。

しだがってＣの含有量は０．０２〜０１０％の範囲とし
だ。

Ｓｉは２５％よりも低ければこの発明で目的とする充分
に低い鉄損値を実現することが困難となり、逆に４０％
を越えれば脆くなり、また冷間加工性に乏しくなって通
常の工業的な冷間圧延が困難となるから、２．５〜４０
チの範囲内に限定した。

Ｍｎ　、　Ｓ　、　Ｓｅはいずれもインヒビターとして
添加され、最終焼鈍において１次再結晶粒の成長を抑制
し、（１１０）（００１１方位の２次再結晶粒を尖鋭に
発達させるために必要な元素である。

しかしながらＭｎ　’０．０２〜０．１５％、Ｓ　、　
Ｓｅのいずれか１種または２種を合計量で０．００８〜
００８０％の範囲を逸脱して不足もしくは過剰となれば
、充分な２次再結晶粒の成長が望めなくなり、目的とす
る優れた磁気特性が得られなくなるだめ、上記範囲に限
定した。

この発明の方法が適用される珪素鋼素材は、上述のよう
な各成分のほかは実質的にＦｅおよび不可避的不純物よ
シなるものであるが、さらに必要に応じて粒界偏析型元
素、例えばＳｂ　、　Ａｓ　、　Ｂｉ　。

Ｐｂ　、　Ｓｎ　、　Ｍｏ　、　Ｗ等を単独または複合
して添加して、インヒビターの効果を補強しても良い。

世しこれらの粒界偏析型元素の添加は、この発明の効果
発揮に特別に影響するものではない。

上述のような組成の珪素鋼素材について施すこの発明の
各工程について工程順に具体的に説明する。

先ず従来公知の造塊−分塊法あるいは連続鋳造法によっ
て前記組成のスラブを得る。次いでこのスラブを１２５
０℃程度以上の高温に加熱して従来公知の熱間圧延を施
し、板厚１２〜５ｆｆ＋Ｉ＋程度の熱廷鋼板を得る。そ
して必要に応じてノルマライジング焼鈍を施した後、中
間焼鈍を挾む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚０１
５〜０５０＋１ｍ程度の最終冷延鋼板に仕上げる。ここ
でノルマライジング焼鈍および中間焼鈍は、冷間圧延後
の結晶組織を均質化する再結晶処理を目的としており、
通常は８００〜１１００℃で３０秒〜１０分間程度保持
すれば良い。

上述の中間焼鈍を挾む２回以上の冷間圧延においては、
所望の最終板厚を得るだめの最終冷間圧延における圧下
率を５０〜７５係の範囲内に設定する。このように最終
冷間圧延の圧下率を限定した理由は次の通りである。

すなわち、最終冷延圧下率は引続く脱炭焼鈍で形成され
る１次再結晶集合組織の結晶方位集積度に強い影響を与
えるものであり、圧下率が５０％未満の場合には最終冷
延鋼板の冷延組織中に（１１０）〔００１〕方位近傍の
再結晶核となる冷延下部組織の形成が不充分であり、一
方圧下車が７５チを越える場合には冷延組織は再結晶後
に著しく強い（１１１）面方位の再結晶集合組織を形成
する状態になり、いずれの場合もン冬延、＋１１織から
（１１０）［ＯＯ１’１方位近傍の結晶粒を優先的に再
結晶させる効果を発揮させることができない。そして川
下率が５０〜７５％の１１１Σ囲内である場合に初めて
必要とする（　１　］　０　）　ＣＯ０１］方位近隋の
結晶粒が充分な量だけ形成されるのである。

さらにこの発明の方法においては、最終板厚となった冷
延鋼板、すなわち脱炭焼鈍前の℃（１板の表面粗度が、
前述のシロく表面平均粗さＲａにして０３５μｍ以Ｆと
なるように制９１（１する必要がある。

脱炭焼鈍前の鋼板の表面粗度は、最終冷延のロール表面
粗度に依存して変わるから、最終冷延の表面粗度を厳密
に′Ｈ理することが必要である。まだ最終焼鈍で表面に
形成される電気絶縁被膜の特性には脱炭焼鈍前の鋼板表
面清浄度が大きな影響を与えるため、一般に脱炭焼鈍前
に最終冷延鋼板の表面に付着した圧延油、ミルスケール
、鉄粉等を除去する清浄化処理を施すのが通常であるが
、この清浄化処理に酸洗やブラッシングを採用する場合
はその処理に′よシ表面粗度が大きくなるおそれがある
から、その場合には平均粗さＲａが０３５μｍを越えな
いように充分に注意する必要がある。

また場合によっては積極的に表面粗度を小さくするだめ
の処理、例えば電解研摩工程や化学研摩工程等を付加し
ても良い。

上述のような各工程を経た鋼板に対して脱炭焼鈍を施す
際には、前述の如くその昇温過程において６００〜７０
０°゛Ｃの温度範囲で昇温速度を１００〜４００°Ｃ／
ｍ　ｉ　ｎに制御することが必要である。６００〜７Ｑ
Ｏ℃の温度範囲以外における昇温速度はこの発明の効果
に影響を与えるものではないから任意に設定すれば良い
が、工業的に施す連続焼鈍による脱炭焼鈍では゛焼鈍炉
の生産性の観点から可及的に短時間で昇温することが望
ましく、通常は５００　′ｃ／ｍｉｎ以上の昇温速度と
することが望ましい。一般に採用されている連続・焼鈍
の昇温速度は１０００〜２０００’ｌヴｎｉｎ程１建の
急速加熱が行なわれているから、この発明においても前
記温度範囲以外はこのような急速加熱とすれば良い。

昇温過程の６００〜７ｏｏ℃の間のみを１００〜４００
°（７ｉｎｉ　ｎの昇温速度で除熱昇温するだめの具体
的方法としては、連続焼鈍の加熱帯を複数のシー）に分
割し、各ゾーンを所定温度に設定しておく方法等がある
。

上述のような昇温過程を終了した鋼板は、脱炭焼鈍に付
される。この脱炭焼鈍は脱炭のほが銅板表面に所定のサ
ブスケールを形成させる目的で行なわれるものであり、
通常は湿水素または湿水素・窒素混合雰囲気中で７５０
〜８５０　’Ｃの温度範囲に２〜５分間保′持すれば良
い。脱炭焼鈍の温度が７５０℃未満では脱炭速度が大幅
に低減１逆に８５０℃を越えれば表面に多量かつ緻密な
サブスケールが形成されて脱炭の進行が困難となるため
、上述のように脱炭焼鈍温度を７５０〜８５０℃の温度
範囲内とする必要がある。

脱炭焼鈍後の鋼板には、マグネシアを主剤とする焼鈍分
離剤を塗布した後、コイル状に巻き増り、箱焼鈍炉を用
いて最終焼鈍を施す。この最終焼鈍としては、従来は直
ちに１１００℃以上の高温に昇温して必要時間保持する
のが通常であったが、この発明の方法においてはこのよ
うな高温焼鈍の前に、２次再結晶粒を充分に成長させる
目的から、８２０〜９００℃の温度範囲内で１０時間以
上、好ましくは３０〜６０時間保持する焼鈍、もしくは
上記温度範囲内において２〜５°ｃ／ｈｒ程度の除熱昇
温処理を行う必要がある。この８２０〜９００℃の温度
範囲における長時間保持もしくは除熱昇温をこの発明で
は２次再結晶焼鈍と称することとする。脱炭焼鈍の昇温
過程を利用して行なわれる前述の如き短時間の再結晶焼
鈍により得られる（１１０）［００１１方位近傍の集積
度の高い１次再結晶集合組織から、より尖鋭な（１１０
）［：００１　］方位の２次再結晶粒のみを選択的に成
長させて優れた磁気特性を得るためにこのような２次再
結晶焼鈍が不可欠であり、この２次再結晶焼鈍を省略す
れば、この発明の特徴とする脱炭焼鈍の昇温過程を利用
した短時間の再結晶焼鈍の効果を損うことになる。

上述のような２次再結晶焼鈍に引続いて、鋼中不純物や
役割りを果たしたインヒビターＳ　、　Ｓｅの除去、な
らびにフォルステライトを主体とする電気絶縁被膜の表
面形成を図るため、１０５０〜１２５０℃の温度範囲内
で５〜２０時間桿時間待する高温焼鈍を施す必要がある
。結局この発明の方法では脱炭焼鈍後の最終焼鈍として
、８２０〜９００”Ｃの温度範囲内での（１１０）ＣＯ
ＯＬ）方位の２次再結晶粒を充分に成長させるための２
次再結晶焼鈍と、１０５０〜１２５　（１”Ｃでの高温
焼鈍とを組合せて行う必要がある。なおこれらの最終焼
鈍の雰囲気は、高温焼鈍時は水素を用いれば良く、また
低温側の２次再結晶焼鈍時は水素ま・たはＮ２　、　Ａ
ｒ等の非酸化性ガスのいずれを用いても良い。

以Ｆこの発明の実施例を記す。

実施例１ Ｃ０，０４０％、Ｓｉ３．２５％、Ｍｎ　Ｏ，０６％、
およびＳｅ　ｏ、　０２５％を含み残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる珪素鋼素材を通常の熱間圧延により
板厚３．　ＯＭｌＯ熱延鋼板に仕上げ、９００℃×２分
間のノルマライジング焼鈍を施した後、第１次冷間圧延
を施して板厚０．８５１１１１！ｌとなし、９７５℃×
３分間の中間焼鈍後、第２次冷間圧延して最終板厚０．
３０　ｒｐａｎ　（最終冷延圧下率６５％）に仕上げた
。この第２次冷間圧延の際冷延ロールの取替えを従来通
りに行なった結果、冷延順が最初のもの（試料１６１）
は表面粗度が平均粗さＲａにして０１８μｍ、２番目の
もの（試料／ｆ６２）は平均粗さＲａ　０８３１μｍ、
３番目のもの（試料Ａ３）は平均粗さＲａ　０．４３μ
ｍとなった。これらの最終冷延板を電解脱脂後裔３分割
して、 （４）従来法に従い直ちに８２０℃に昇温し、湿水素中
で３分間保持する脱炭焼鈍、 （Ｂ）　　従来の改良方法に従い６２５°ＣＸ３分間の
再結晶焼鈍後、直ちに８２０°Ｃに昇温し、湿水素中で
３分間の脱炭焼鈍、 （Ｃ）　　この発明の方法に従い、昇温過程の６００〜
７００℃の間は２４０°Ｃ／ｒｎ　ｉ　ｎの昇温速度で
除熱昇温した後、直ちに８２０℃に昇温し、湿水素中で
３分間の脱炭焼鈍、 以上３通シの処理を施しだ。次いでマグネシアを焼鈍分
離剤として塗布した後、８４０℃Ｘ５０時間の２次再結
晶焼鈍と１２００℃ＸＩＯ時間の高温焼鈍とを組合せた
最終焼鈍を施し、一方向性珪素鋼板を得た。

このような実施例１により得られた製品の磁気特性を調
べだ結果を第１表に示す。

第１表 第１表から明らかなように、脱炭焼鈍に際して直ちに昇
温する従来法（４）の場合には、磁気特性が全般的に不
充分であり、また６２５℃×３分間の再結晶焼鈍を付加
した従来の改良方法（Ｂ）では、表面粗度がＲａ　Ｏ，
３５μｍ以下の場合には磁束密度Ｂ、。値は向上してい
るが、鉄損Ｗ１７１５ｏ値は充分に低減されていない。

これに対し昇温過程の６０’　０〜７００℃における昇
温速度を２４０°ｃ／ｒｒ１１０に制御した場合（Ｃ）
には、表面粗度がこの発明の範囲を越えるＲａ　０．４
３μｍのときには充分な磁気特性が得られなかったが、
表面粗度がこの発明の範囲（Ｒａ≦０．３５μｍ）のと
きは磁束密度Ｂ１１値および鉄損Ｗ、７／／？、。値と
もに優れた値が得られた。

実施例２ Ｃ０，０４５％、Ｓｉ２．９５％、Ｍｎ　０．０８　％
、Ｓｏ、０１２％、およびＳｅＯ，０１５％を含み、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼素材を通常
の熱間圧延により板厚３５閂の熱延板に仕上げ、１００
０℃×１分間のノルマライジング焼鈍を施した後、９７
５°ＣＸ３分間の中間焼鈍を挾む第１次および第２次の
冷間圧延を施すに際して、各々の圧下率を変更して第２
次冷間圧延の圧下率、すなわち最終冷延圧下率を４５％
、５５チ、７０％、８０％となるように調整して冷間圧
延を行ない、最終板厚０．３０　ｆｆ１１ｍの冷延鋼板
に仕上げた。なお第２次冷間圧延においては、冷延ロー
ルの管理を厳しくすることによって、最終板厚の冷延鋼
板の平均粗さＲａを０２４μｍに抑制した。この冷延鋼
板に対し、昇温途中の６００〜７００　’Ｃの間は昇温
速度３００　”Ｇ／ｍｉｎ　ノ徐熱昇温、また６ｏｏ℃
未満および７００℃を越える温度範囲については劉温速
度１２００　’ｃ／ｒｎｉｎの急速昇温となるような昇
温パターンを採用して８２０°Ｇまで昇温させ、湿水素
中８２０℃×３分間の脱炭焼鈍を施した。続いてマグネ
シアを主剤とする焼鈍分離剤を塗布した後、最終焼鈍と
して、 の）従来法に従って直ちに１２００″Ｃに昇温して水素
雰囲気で１０時間保持する焼鈍方法、（Ｅ）　　この発
明の方法に従い、窒素雰囲気中で８６０℃×４０時間保
持した後、水素雰囲気中で１２００”ＣｘｌＯ時間保持
する焼鈍方法、以上ＣＤ）　、　（Ｅ）の２方法に分け
Ｃ実施し、一方向性珪素鋼板を得た。

得られた製品の磁気特性を調べたところ、第２表に示す
結果が得られた。

第２表 第２表から、最終冷延圧下率を５０〜７５％の範囲とす
ると同時に、最終焼鈍として８２０〜９０００Ｇの二次
再結晶焼鈍と１０５０〜１２５０°Ｃの高温焼鈍とを組
合せた処理を行った場合にのみ、優れた磁気特性が得ら
れることが明らかである。

以上のようにこの発明の方法によれば、充分に低い鉄損
値と高い磁束密度を有する磁気特性の優れた一方向性珪
素３＋１板を工業的に容易かつ安定して製造することが
でき、特に従来の改良方法では安定して得ることが困難
であった低鉄損０Ｋを確実に達成することが６Ｊ能とな
った点において極めて顕著な効果を奏することができ、
したがって変王器等の各種電気機器の低鉄損化、効率化
に大きく貢献するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は一方向性珪素鋼板の製造過程における再結晶焼
鈍後の鋼板の再結晶率と製品の磁気特性との関係を示す
相関図、第２図は一方向性珪素鋼板の製造過程における
脱炭焼鈍の昇温途中の特定の温度範囲での昇温速度と製
品の磁気特性との関係を示す相関図、第３図は一方向性
珪素鋼板を従来方法、従来の改良方法、およびこの発明
の方法に従って製造した場合の磁束密度Ｂ＋ｏ値と鉄損
Ｗ１７ＡＯ値との関係を示す相関図、第４図は第３図で
得られた製品の磁気特性とその鋼板の脱炭焼鈍前の表面
平均粗さＲａとの関係を示す相関図である。 出願人　川崎製鉄株式会社 代理人　弁理士豊田武人 （ほか１名） 第１図 外矧晶焼扱ｑｔの心し阪の許輛晶阜（％）第２図 特定Ａ＆Ｎ囲Ｒノ拌Ａ　ｊｔ　７’Ｉ　（’Ｃ／　ｍｉ
ｎ、　）第３図 鉢東暇Ａ　ＢＩＯ（Ｔ）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ０，０２〜０．１０％（重量％、以下同じ）、
   Ｓｉ２．５〜４．０％、Ｍｎ　０．０２〜０．１５％を
   含有するとともにＳ　、　Ｓｅのいずれか１種または２
   種を合計量で０００８〜００８０％を含有し、残部実質
   的にＦｅよりなる珪素鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板と
   し、その熱延鋼板に対して中間焼鈍を挾む２回以上の冷
   間圧延を最終冷延圧下率５０〜７５％の範囲内で施して
   所定の最終板厚に仕上げ、さらにその冷延鋼板に対し７
   ５０〜８５０℃の温度範囲内で脱炭焼鈍を施し、その後
   ８２０〜９００°Ｃの温度範囲内で（１１０）〔００１
   〕方位の２次再結晶粒を成長させる焼鈍および１０５０
   〜１２５０℃の温度範囲内での高温焼鈍を行う一連の一
   方向性珪素鋼板の製造方法において、前記脱炭焼鈍に供
   す鋼板の表面平均粗さＲａを０．３５μｍ以下に制御し
   、しかも脱炭焼鈍の昇温過程における６００〜７００℃
   の間の昇温速度を１００〜４００°ｃ／ｒｒＩｉｎに制
   御して７００℃到達時の鋼板の再結晶率を１０〜５０％
   とすることを特徴とする一方向性珪素鋼板の製造方法。