JPS5943818A - 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPS5943818A JPS5943818A JP15365982A JP15365982A JPS5943818A JP S5943818 A JPS5943818 A JP S5943818A JP 15365982 A JP15365982 A JP 15365982A JP 15365982 A JP15365982 A JP 15365982A JP S5943818 A JPS5943818 A JP S5943818A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- annealing
- steel sheet
- final
- cold rolling
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
この発明は鉄の磁化容易軸である〔０ （１１）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、効率化が重要な課題となり、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、’ｔ’！？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＜ｉ
’ｂｉ＋板のｑ＋Ｊ 、／、″を技術の進歩によりこれ
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、例えば磁気特性についてはＢ１１値（磁場の
強さ１ｏＯｏＡ７Ｉｎのとき発生する圧延方向の磁束密
度）が１．８５ Ｔ（テスラ）を越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ｗ１７１５ｏ
値（磁束密度１、７ Ｔ １周波数５０ Ｈｚで磁化し
た場合の鉄損）が］、１０ＷΔｇ以丁の低鉄損のものが
得られるようになっている。 このように優れた磁気特性を有する一方向性珪素鋼板を
製造するためには、その−ｉ１１町の輿漬過程における
最終槽、鈍の際に、いわゆるゴス粒と称される（ ］
１０ ） ［００１：］方位の結晶粒を２次再結晶粒と
して充分に成長・発達させる必蟹がある。 この（１１０） ［０（１］ 〕方位の２次結晶ｔＩ″
ｌ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（１１０）〔（）ｏ１〕力位以外の
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り、また同時に最終
焼鈍前の鋼板に、（１１ｏ）［００１）方位の２次結晶
粒が優先的に核発生しかつ成長し得るような１次再結晶
集合組織が形成されていることが必蛭であることが知ら
れている。 前述のインヒビターとしては通常はＭｎＳ 、 Ｍｕｓ
ｅ 。 あるいはＡＬＮ等の微細析出物が用いられており、主と
して熱間圧延工程においてそれらの微細析出状態を調整
することにより強い抑制作用を発揮している。さらに最
近ではこれらの微細析出物に加えて、粒界偏析型元素で
あるｓｂ 、 Ａｓ 、 Ｂｉ 、 Ｓｎ。 Ｐｂ 、 Ｔｅ等の複合添加して結晶成長の抑制効果を
補強する方法も採用されてお９、その結果インヒビター
の役割をさらに充分に発揮させるに至っている。 一方、（１１０）〔００１〕方位の２次再結晶粒を核発
生および成長させるに適した１次再結晶集合組織を形成
するためには、一方向性１１゛素鋼板の一連の複雑な製
造工程において、熱間バー延工程から冷間圧延工程に至
る各工程条件を適切に組合せることが必要であり、特に
インヒビターの抑制効果の強さに応じた最終冷延圧ド率
の適切な選択が重要である。例えばインヒビターとして
ＭｎＳ 。 ＭｎＳｅおよびｓｂを用いる場合であれば、最終６延圧
Ｆ率は５０〜７５％の範囲が適切であり、このような範
囲とすることによって１次再結晶集合組織は（１１０）
〔００１〕方位が強く集積し、副方位として弱い（１１
１）〈１１シ〉方位が分布する状態となり、２次再結晶
粒の核生成、成長に適したものとなる。まだ適切な１次
再結晶集合組織を形成する目的から、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っている
。 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−Ｌけた冷延鋼板
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１０分間にわたり保持する焼鈍（以下にこれを特に再
結晶９；１’／、鈍とｉ己す）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。 しかしながら上述の特公昭５６−３８６５２号公報に従
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たところ、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℃の温度範囲内で３０秒〜
１０分間保持と規定しているが、再結晶焼鈍は複雑かつ
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、前記条件内でも真に適切な最結晶
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
の各種の工程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の工程条件にある程度のば
らつきが生じるのは避は幻ｔいのが実情であるが、−（
のようなばらつきやその影響を正確に把握して、再結晶
焼鈍を真に最適な条件下で行うべくρ）結晶焼鈍榮件を
その都度変更することは実際には不可能に近く、シたが
って工業的規模での操業に一しいては製品の磁気特性が
不安定とならざるを得なかった。 さらに、再結晶焼鈍を真に適切な条件「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Ｂ１１値で１
．９２ Ｔを越えるような優れた値を示すことあるが不
安定であり、また特に重大な問題として、Ｂ１１値の向
上に伴って２次再結晶粒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１，１
ｏＷＡｇ以下の低鉄損ノ製品を確実に得ることが困難と
なる問題があった。そしてまた上述の方法を実施するた
めには、再結晶焼鈍のだめの焼鈍炉を脱炭焼鈍炉の１ｉ
ｆＪに設けるが、あるいは脱炭焼鈍とは別に再結晶ＩＪ
Ｉ鈍を施す心安があり、そのため現有設備の大幅な変す
ｙｌあるいは生産能率の低下を招き、コスト的に著しく
不利となる問題がある。 ところで、近年になって鋼中に含有される炭素や炭化物
を有効利用して一次再結晶集合組織を改善する方法が種
々開発されており、例えば特公昭３８−１４００９号公
報に記載されているように、熱延銅板を７９０℃以上の
温度から５４ （１’Ｕ以Ｆの温度に高速で急冷した後
、３１０〜／Ｉ ８０ ’Ｃに保持して、結晶粒内に光
学顕微鏡で０］′視サイズ（数μｍ程度）のレンズ状炭
化物を析出させる方法が提案されている。この方法によ
り生じた比較的大きなサイズのレンズ状炭化物は、熱間
圧ＩＩＩＬによりその圧延方向に伸長した結晶粒を分裂
ｒｉｉ蘭１ｉｉ１１化きせるのに有効に作用し、その結
果、２次（与結晶の成長に有害な（１００）〜（１１０
）［０１１：１１方位の結晶粒を冷間圧延工程の初期段
階で消滅させる役割を果たして、２次再結晶集合組織の
改善に寄与するものと推測される。しかしながらこの方
法だけでは未だ充分な磁気特性を有する製品を得ること
は困難であった。 さらに最近に至り、１次再結晶集合組織を改善するため
に、冷延工程において結晶粒内の固溶炭素または微細炭
化物を利用する方法が開発されている。例えば、特公昭
５４−１３８４６号公報あるいは特公昭５４−２９１８
２号公ｆμには、インヒビターとしてｆｉ、ｅＮを用い
、その熱延鋼板を品１晶焼鈍後急冷し、続いて最終冷延
圧下率８０％以上の強冷間圧延を施す際に、冷延パス間
で少なくとも１回以上の時効処理を施す方法が提案ネれ
ている。しかしながらこれらの方法においては冷延パス
間で時効処理を施すため、冷延能率が大幅に低下し、か
つ鋼板加熱処理費が嵩む等の問題がある。 また特公昭５６−１９３７７号公報においては、インヒ
ビターとしてのＵとｓｂの複合効果を発揮させるため、
中間焼鈍後の冷却に際し７００〜９００℃の間を２ｏＯ
〜２０００秒間で徐冷する必要があるが、この方法を工
業的規模で実現しようとすれば、連続５Ｊｊζ鈍炉の冷
却帯を大幅に改造して、鋼板を加熱保持するだめの長大
な徐冷帯を設ける必要が生じるとともに、低速度での連
続炉操業が必要であり、そのためコスト的に著しく不利
となる問題がある。さらに、これらの各方法ともにＡｎ
ＮまたはＡ６Ｎ −Ｓｂという特定のインヒビターを利
用し、同時に８０係以上の強冷間圧妙工程とを組合せて
初めてその効果を発揮しイＩＩる方法であり、このよう
な方法で得られた集合組織は（１１１，１＜］ ｌ ’
ｚ＞方位が著しく強く集積しており、（１１０）［００
１）方位は副方位として弱いｑ（積を示すに過ぎず、こ
のためインヒビターどして従来一般に用いられているＰ
ｖｌｎＳ 、 ＭｎＳｅを利用して一方向性珪素鋼板を
製造する際にこれらの方法を適用しても良好な磁気特性
を有する製品を（４）ることは困難であった。 一方、Ｓ 、 Ｓｅおよびｓｂをインヒビターとし、こ
のインヒビターに適した最終冷延圧下率の範囲において
集合組織改善を図るため鋼中炭素を有効利用する公知の
方法の一つとして、例えば特公昭５６−３８９２号公報
には、中間焼鈍後の冷却に際して６００〜３００℃の間
を１５００Ｃ／１ｎｉｎ以上の冷却速度で冷却し、最終
圧延段階で時効処理を施す方法が開示されている。この
場合、時効処理は１００〜４００°Ｃにおいて５秒〜３
０分間とし、冷延パス間で少くとも１回以上その時効処
理を施す必要があり、したがってこの場合も冷延能率の
低下と加熱処理費の増大を招き、不経済であるためより
効率的な方法の開発が望まれていた。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、最終冷
延前の中間焼鈍において鋼中Ｃの有効利用を図る従来方
法の諸欠点を除去、改心すると同時に、脱炭焼鈍の前に
再結晶焼鈍を付加−する前記特公昭５６−３８６５２号
公報に記載の方法に改善を加え、これによって目的とす
る磁気’ｌ’！＋性の優れた一方向性珪素鋼板を能率良
くかつ経済的に工業的規模で製造し得るようにした方法
を折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、冷間圧延工程における中間焼
鈍後の鋼板の結晶粒内炭化物の大きさを制御し、併せて
脱炭幼、鈍におけるセ１．１′晶過程を適切に制御する
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Ｂ ：ｉｒ：＝ 鋼板
の製造方法は、Ｃ０，０２〜（１，１０％、Ｓｉ２．５
〜４０係、Ｍｎ ０．０３〜０．１５ ％を含みかつＳ
、 Ｓｅのいずれか１種まだは２種を合計量で０．０
０８〜（１，０８０係含有する珪素鋼素材を熱間圧延し
、次いで７５０〜１１００ ”Ｃの温度範囲での中間焼
鈍を挾む２回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の冷延鋼板に仕上げ、
さらにその冷延鋼板に脱炭焼鈍および最終焼鈍を施す一
連の一方向性珪素鋼板の製造方法において、 前記中間焼鈍後に鋼板の結晶粒内炭化物を１００〜５０
０にの範囲内の大きさの微細かつ充分に分散した析出状
ｆＭに制御し、次いで縦長冷延を施して最終板厚となし
、次いで施す脱炭焼鈍の昇温過程における６００〜７０
０℃の間の昇温速度を１００〜４０００ｃ／ｒｒ１ｉｎ
に制御して７００°Ｃ到達時の鋼板の再結晶率ｔｌ−１
０〜５０％のイ；１Σ囲内とすることを特徴とするもの
である。 またこの発明の方法は、望ましくは上述の製造方法にお
いて、前記中間焼鈍後の冷却過程における７７０〜１０
０℃間の温度範囲を３０秒以内で急冷し、直ちに１５０
〜２５０℃の温度において２〜６０秒間の時効処理を施
すか、あるいは前記中間焼鈍後の冷却過程における７７
０゛″Ｃ〜３００℃間の温度範囲を２０秒間以内で急冷
し、次いで３００〜１５０℃間の温度範囲を８〜３０秒
間で冷却することによって、鋼板の結晶粒内炭化物を大
きさ１００〜５００Ｘの範囲内の微小かつ充分に分散し
た析出状態に制御した後、Ｊ′！終〜延を施すものであ
る。 以下この発明の製造方法をさらに詳細に説明する。 この発明の方法においては前述のように冷間圧延工程に
おける中間焼鈍後の鋼板、すなわち最終冷延前の鋼板の
納品粒内にサイズ１００〜５００にの範囲の超微小炭化
物を充分に析出させておくことが極めて４
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、効率化が重要な課題となり、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、’ｔ’！？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＜ｉ
’ｂｉ＋板のｑ＋Ｊ 、／、″を技術の進歩によりこれ
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、例えば磁気特性についてはＢ１１値（磁場の
強さ１ｏＯｏＡ７Ｉｎのとき発生する圧延方向の磁束密
度）が１．８５ Ｔ（テスラ）を越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ｗ１７１５ｏ
値（磁束密度１、７ Ｔ １周波数５０ Ｈｚで磁化し
た場合の鉄損）が］、１０ＷΔｇ以丁の低鉄損のものが
得られるようになっている。 このように優れた磁気特性を有する一方向性珪素鋼板を
製造するためには、その−ｉ１１町の輿漬過程における
最終槽、鈍の際に、いわゆるゴス粒と称される（ ］
１０ ） ［００１：］方位の結晶粒を２次再結晶粒と
して充分に成長・発達させる必蟹がある。 この（１１０） ［０（１］ 〕方位の２次結晶ｔＩ″
ｌ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（１１０）〔（）ｏ１〕力位以外の
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り、また同時に最終
焼鈍前の鋼板に、（１１ｏ）［００１）方位の２次結晶
粒が優先的に核発生しかつ成長し得るような１次再結晶
集合組織が形成されていることが必蛭であることが知ら
れている。 前述のインヒビターとしては通常はＭｎＳ 、 Ｍｕｓ
ｅ 。 あるいはＡＬＮ等の微細析出物が用いられており、主と
して熱間圧延工程においてそれらの微細析出状態を調整
することにより強い抑制作用を発揮している。さらに最
近ではこれらの微細析出物に加えて、粒界偏析型元素で
あるｓｂ 、 Ａｓ 、 Ｂｉ 、 Ｓｎ。 Ｐｂ 、 Ｔｅ等の複合添加して結晶成長の抑制効果を
補強する方法も採用されてお９、その結果インヒビター
の役割をさらに充分に発揮させるに至っている。 一方、（１１０）〔００１〕方位の２次再結晶粒を核発
生および成長させるに適した１次再結晶集合組織を形成
するためには、一方向性１１゛素鋼板の一連の複雑な製
造工程において、熱間バー延工程から冷間圧延工程に至
る各工程条件を適切に組合せることが必要であり、特に
インヒビターの抑制効果の強さに応じた最終冷延圧ド率
の適切な選択が重要である。例えばインヒビターとして
ＭｎＳ 。 ＭｎＳｅおよびｓｂを用いる場合であれば、最終６延圧
Ｆ率は５０〜７５％の範囲が適切であり、このような範
囲とすることによって１次再結晶集合組織は（１１０）
〔００１〕方位が強く集積し、副方位として弱い（１１
１）〈１１シ〉方位が分布する状態となり、２次再結晶
粒の核生成、成長に適したものとなる。まだ適切な１次
再結晶集合組織を形成する目的から、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っている
。 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−Ｌけた冷延鋼板
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１０分間にわたり保持する焼鈍（以下にこれを特に再
結晶９；１’／、鈍とｉ己す）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。 しかしながら上述の特公昭５６−３８６５２号公報に従
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たところ、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℃の温度範囲内で３０秒〜
１０分間保持と規定しているが、再結晶焼鈍は複雑かつ
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、前記条件内でも真に適切な最結晶
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
の各種の工程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の工程条件にある程度のば
らつきが生じるのは避は幻ｔいのが実情であるが、−（
のようなばらつきやその影響を正確に把握して、再結晶
焼鈍を真に最適な条件下で行うべくρ）結晶焼鈍榮件を
その都度変更することは実際には不可能に近く、シたが
って工業的規模での操業に一しいては製品の磁気特性が
不安定とならざるを得なかった。 さらに、再結晶焼鈍を真に適切な条件「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Ｂ１１値で１
．９２ Ｔを越えるような優れた値を示すことあるが不
安定であり、また特に重大な問題として、Ｂ１１値の向
上に伴って２次再結晶粒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１，１
ｏＷＡｇ以下の低鉄損ノ製品を確実に得ることが困難と
なる問題があった。そしてまた上述の方法を実施するた
めには、再結晶焼鈍のだめの焼鈍炉を脱炭焼鈍炉の１ｉ
ｆＪに設けるが、あるいは脱炭焼鈍とは別に再結晶ＩＪ
Ｉ鈍を施す心安があり、そのため現有設備の大幅な変す
ｙｌあるいは生産能率の低下を招き、コスト的に著しく
不利となる問題がある。 ところで、近年になって鋼中に含有される炭素や炭化物
を有効利用して一次再結晶集合組織を改善する方法が種
々開発されており、例えば特公昭３８−１４００９号公
報に記載されているように、熱延銅板を７９０℃以上の
温度から５４ （１’Ｕ以Ｆの温度に高速で急冷した後
、３１０〜／Ｉ ８０ ’Ｃに保持して、結晶粒内に光
学顕微鏡で０］′視サイズ（数μｍ程度）のレンズ状炭
化物を析出させる方法が提案されている。この方法によ
り生じた比較的大きなサイズのレンズ状炭化物は、熱間
圧ＩＩＩＬによりその圧延方向に伸長した結晶粒を分裂
ｒｉｉ蘭１ｉｉ１１化きせるのに有効に作用し、その結
果、２次（与結晶の成長に有害な（１００）〜（１１０
）［０１１：１１方位の結晶粒を冷間圧延工程の初期段
階で消滅させる役割を果たして、２次再結晶集合組織の
改善に寄与するものと推測される。しかしながらこの方
法だけでは未だ充分な磁気特性を有する製品を得ること
は困難であった。 さらに最近に至り、１次再結晶集合組織を改善するため
に、冷延工程において結晶粒内の固溶炭素または微細炭
化物を利用する方法が開発されている。例えば、特公昭
５４−１３８４６号公報あるいは特公昭５４−２９１８
２号公ｆμには、インヒビターとしてｆｉ、ｅＮを用い
、その熱延鋼板を品１晶焼鈍後急冷し、続いて最終冷延
圧下率８０％以上の強冷間圧延を施す際に、冷延パス間
で少なくとも１回以上の時効処理を施す方法が提案ネれ
ている。しかしながらこれらの方法においては冷延パス
間で時効処理を施すため、冷延能率が大幅に低下し、か
つ鋼板加熱処理費が嵩む等の問題がある。 また特公昭５６−１９３７７号公報においては、インヒ
ビターとしてのＵとｓｂの複合効果を発揮させるため、
中間焼鈍後の冷却に際し７００〜９００℃の間を２ｏＯ
〜２０００秒間で徐冷する必要があるが、この方法を工
業的規模で実現しようとすれば、連続５Ｊｊζ鈍炉の冷
却帯を大幅に改造して、鋼板を加熱保持するだめの長大
な徐冷帯を設ける必要が生じるとともに、低速度での連
続炉操業が必要であり、そのためコスト的に著しく不利
となる問題がある。さらに、これらの各方法ともにＡｎ
ＮまたはＡ６Ｎ −Ｓｂという特定のインヒビターを利
用し、同時に８０係以上の強冷間圧妙工程とを組合せて
初めてその効果を発揮しイＩＩる方法であり、このよう
な方法で得られた集合組織は（１１１，１＜］ ｌ ’
ｚ＞方位が著しく強く集積しており、（１１０）［００
１）方位は副方位として弱いｑ（積を示すに過ぎず、こ
のためインヒビターどして従来一般に用いられているＰ
ｖｌｎＳ 、 ＭｎＳｅを利用して一方向性珪素鋼板を
製造する際にこれらの方法を適用しても良好な磁気特性
を有する製品を（４）ることは困難であった。 一方、Ｓ 、 Ｓｅおよびｓｂをインヒビターとし、こ
のインヒビターに適した最終冷延圧下率の範囲において
集合組織改善を図るため鋼中炭素を有効利用する公知の
方法の一つとして、例えば特公昭５６−３８９２号公報
には、中間焼鈍後の冷却に際して６００〜３００℃の間
を１５００Ｃ／１ｎｉｎ以上の冷却速度で冷却し、最終
圧延段階で時効処理を施す方法が開示されている。この
場合、時効処理は１００〜４００°Ｃにおいて５秒〜３
０分間とし、冷延パス間で少くとも１回以上その時効処
理を施す必要があり、したがってこの場合も冷延能率の
低下と加熱処理費の増大を招き、不経済であるためより
効率的な方法の開発が望まれていた。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、最終冷
延前の中間焼鈍において鋼中Ｃの有効利用を図る従来方
法の諸欠点を除去、改心すると同時に、脱炭焼鈍の前に
再結晶焼鈍を付加−する前記特公昭５６−３８６５２号
公報に記載の方法に改善を加え、これによって目的とす
る磁気’ｌ’！＋性の優れた一方向性珪素鋼板を能率良
くかつ経済的に工業的規模で製造し得るようにした方法
を折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、冷間圧延工程における中間焼
鈍後の鋼板の結晶粒内炭化物の大きさを制御し、併せて
脱炭幼、鈍におけるセ１．１′晶過程を適切に制御する
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Ｂ ：ｉｒ：＝ 鋼板
の製造方法は、Ｃ０，０２〜（１，１０％、Ｓｉ２．５
〜４０係、Ｍｎ ０．０３〜０．１５ ％を含みかつＳ
、 Ｓｅのいずれか１種まだは２種を合計量で０．０
０８〜（１，０８０係含有する珪素鋼素材を熱間圧延し
、次いで７５０〜１１００ ”Ｃの温度範囲での中間焼
鈍を挾む２回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の冷延鋼板に仕上げ、
さらにその冷延鋼板に脱炭焼鈍および最終焼鈍を施す一
連の一方向性珪素鋼板の製造方法において、 前記中間焼鈍後に鋼板の結晶粒内炭化物を１００〜５０
０にの範囲内の大きさの微細かつ充分に分散した析出状
ｆＭに制御し、次いで縦長冷延を施して最終板厚となし
、次いで施す脱炭焼鈍の昇温過程における６００〜７０
０℃の間の昇温速度を１００〜４０００ｃ／ｒｒ１ｉｎ
に制御して７００°Ｃ到達時の鋼板の再結晶率ｔｌ−１
０〜５０％のイ；１Σ囲内とすることを特徴とするもの
である。 またこの発明の方法は、望ましくは上述の製造方法にお
いて、前記中間焼鈍後の冷却過程における７７０〜１０
０℃間の温度範囲を３０秒以内で急冷し、直ちに１５０
〜２５０℃の温度において２〜６０秒間の時効処理を施
すか、あるいは前記中間焼鈍後の冷却過程における７７
０゛″Ｃ〜３００℃間の温度範囲を２０秒間以内で急冷
し、次いで３００〜１５０℃間の温度範囲を８〜３０秒
間で冷却することによって、鋼板の結晶粒内炭化物を大
きさ１００〜５００Ｘの範囲内の微小かつ充分に分散し
た析出状態に制御した後、Ｊ′！終〜延を施すものであ
る。 以下この発明の製造方法をさらに詳細に説明する。 この発明の方法においては前述のように冷間圧延工程に
おける中間焼鈍後の鋼板、すなわち最終冷延前の鋼板の
納品粒内にサイズ１００〜５００にの範囲の超微小炭化
物を充分に析出させておくことが極めて４
【９．である
。このような条件が必要であることは本発明者等の詳細
な実験により新たに見出されたことであり、先ずその実
験について説明する。 すなわち本発明者等は、ＣＯ，０４５係、Ｓ＋３．２０
％、Ｍｎ Ｏ，ＯＧ ％、Ｓｅ Ｏ，（１２５％、ｓｈ
ｏ、 ０２０％を含有し、残部実質的にＦｅよりなる珪
素鋼素材を通常の製鋼、連鋳、熱延工程を経て板厚３．
０閣の熱ｇ鋼板に仕上げ、これを９５ｏしｘ２分間の焼
鈍後、＾（抗して第１回冷間圧延な施し、中間板厚０．
７５ ｍｍとなし、９００“°Ｃ×３分間の中間焼鈍後
、圧下率６０チにて最終冷間圧＋ｊＬ； ’ｃ ｋ＋
Ｌ、最終板厚０．３０關の冷延鋼板に仕上げた。次いで
８００℃の湿水素雰囲気中にて脱炭焼鈍し、ＭｇＯ塗布
後、最終焼鈍として、８６０℃×３０時間保持する２次
再結晶粒を充分に発達させる処理と、１２０”Ｏ’ＣＸ
１０時間の保持を実施して帽中不純物を除去するため
の純化処理とを行ない、一方向性珪素鋼板の製品を得だ
。そしてこれらの工程中、中間焼鈍後の冷却過程で７７
０℃以丁の温度域は水冷、油焼入、ミストジェット冷却
、風量可変の強制冷却および自然放冷等にょシ種々に冷
却速度を変化させ、また一部には冷却後直ちに１５０〜
３００℃の温度範囲で恒温油槽を用いた時効処理を施し
た。 上述のような実験における最終冷間圧延前の試料につい
て、１万倍の高倍率電子顕微鏡観察を行ない、結晶粒内
の炭化物析出状態を調べた。なお上述の実験において、
中間焼鈍後の冷却速度の変更開始温度を７７０℃に定め
だ理由は、炭化物の粒界析出がこの温度附近から開始さ
れること、また７７０℃以上の高温から激しく急冷すれ
ば鋼板形状が不良となってそれ以降の工程処理に支障を
来たすためである。 第１図には、上述のような実験のうち、中間焼鈍後７７
０℃からの冷却を油焼入れとし、直ちに２００℃で２〜
３００秒間の時効処理を施し九場合の最終冷間圧延前の
鋼板における炭化物析出サイズおよび最終製品の磁気特
性と時効処理時間との関係を示す。なお比較材として、
工業的な連続焼鈍により一般に実用されている７７０〜
１’００℃の冷却時間９０秒に相当する冷却速度で強制
空冷した試料についても第１図に併せて示した。 第１図から、励磁特性としての０１０値は、時効処理条
件が２００℃×１０〜２０秒間の場合に著しく改善され
、このときの炭化物の析出サイズは１００〜５００久の
範囲にあり、均一かつ多酸に分散していた。一方、Ｂ１
１値が向上していない処理条件である油焼入のみ及び２
００℃×２秒間時効処理では粒内炭化物が観察されない
かまたは局部的に僅少量のみ析出している状、態であり
、また時効処理が２００℃、３０秒間以上で炭化物析出
サイズが５００Ｘを越えればＢ１１値の向上が得られな
くなることが判明した。 以上のような実験結果から、中間焼鈍後の最終冷間圧延
前に鋼板の結晶粒内に１００〜５ｏｏＸの範囲の超微小
炭化物を均一かつ多量に分散させておくことにより、製
品の磁気特性を向上させ得るとの新規な知見を得たので
ある。 上述のように中間焼鈍後の最終冷間圧延前の炭化物析出
状態が製品の磁気特性に影響を及ぼすことは第２図、第
３図からも明らかである。すなわち第２図（４）は第１
図の実験に用いた試料のうち、２００℃の時効処理を１
０秒間施したものの最終冷間圧延前の炭化物析出状態を
示す倍率１万倍の電子顕微鏡写真であって、炭化物の平
均粒径２００にとなっており、この試料の脱炭焼鈍後（
最終焼鈍前）の１次再結晶集合組織の（，２００）極点
図を第３図囚に示す。また第２図（Ｂ）は工業的な連続
焼鈍で一般に実用されている７７０〜１００℃の冷却時
間９０秒に相当する冷却速度で強制冷却した比較材の最
終冷間圧延前の炭化物析出状態を示す倍率１万倍の電子
顕微鏡写真であって、炭化物の平均粒径７００Ｘとなっ
ており０、この試料の脱炭焼鈍後（最終焼鈍前）の１次
再結晶集合組織の（２００）極点図を第３図（Ｂ）に示
す。 第２図囚、（Ｂ）、第３図（Ａ） 、 （Ｂ）から、こ
の発明の方法にしたがって著（７く微細な１ｏｏ〜ｓ
Ｏ＋ｌ Ｘの範囲内の炭化物を多量に分散析出させれば
、従来の工業的な標準冷却を施した場合と比較して、最
終冷間圧延を経て脱炭焼鈍後の１次再結晶集合組織は（
１１０）（００１：）方位の集積が強い状態となること
が明らかである。このように（１１０）［００１）方位
の集積度が強い１次再結晶集合組織を有する鋼板におい
ては、引続く最終焼鈍において２次再結晶が進行する際
に、先鋭に揃った（、１１０）［：００’ｌ］方位の２
次再結晶粒のみが選択的に成長することが可能となり、
その結果、高度に揃った（１１０）［００１）方位の２
次結晶粒で構成された磁気特性の優れた一方向性珪素鋼
板の製品が得られるのである。 一方従来公知の鋼中炭素の有効利用を図る方法、すなわ
ち特公昭５４−１３８４６号公報、特公昭５４−２９１
８２号公報、および特公昭５６−３８９２号公報にそれ
ぞれ開示されている方法は、中間焼鈍後の冷却過程をた
だ単に急冷するがあるいは急冷制御の温度域を３００
’Ｃ以上に限定する等の方法であって、この発明におけ
る新規な知見である超微小炭化物、すなわち電子顕微＠
観察のみによって認め得る１００〜５００Ｘの超微小炭
化物については全く言及されておらず、したがって炭化
物のサイズによる効果が看過されていたものと考えられ
る。 前述のように１００〜５００Ｘの超微小炭化物により１
次再結晶集合組織が改善される理由は充分には解明され
ていないが、次のように推測される。すなわち、冷間圧
延時において結晶内部に蓄積される歪量は初期の結晶方
位によって相異し、（１１０） 〔００ｔ ）方位が最
も結晶内部蓄積歪量が多いことが周知であるが、その周
知事実にしたがって考察すれば、超微小炭化物はおそら
くは冷間圧延時の初期結晶方位に依存する内部、＃Ｆ積
歪量の差異を拡大する役割を果たし、その結果、続く脱
炭焼鈍における再結晶時に（１１０）（：００１）方位
が一段と優先的かつ早期に再結晶して、（１１０）〔０
０１〕方位の集積度が増加するためと考えられる。 この発明の方法において１００〜５０ Ｆｌ Ｘの範囲
内の超微小炭化物を結晶粒内に充分に析出させるだめの
具体的手段としては、中間・焼鈍後の冷却の際に７７０
〜１００℃の温度範囲を３０秒以内で角、冷し、直ちに
１５０へ−ｚ５ｏ’Ｃのτ、１１λ度において２〜６０
秒間の時効処理を旋ず方法、あるいは中間焼鈍後の冷却
の際に、７７０〜：３００’Ｃの間の温度範囲を２０秒
以内で急冷し、次いで３００〜１５０℃の温度範囲を８
〜二へＯ秒間で冷却する等の方法がある。第４図は中間
焼鈍後の冷却に際して７７０〜：Ｓ００℃間は２０秒以
内で急冷し、３００〜１５０℃の冷却所要時間をｒｔｔ
ｉ々変化させた場合の最終冷間圧延前の炭化物析出サイ
ズおよび最終製品の磁気特性と３００〜］ ５ （１”
Ｃの冷却所要時間との関係を示す。但しこの場合中１川
ｉ３Ａ ｉｌｉ後の冷却条件以外は前述の実験と同様な
条件で実施した。第４図から明らかなように３００〜１
５０℃の間の冷却所要時間が８〜３０秒の間の嚇合に炭
化物析出サイズが１．０ （１〜５００Ｘとなり、かつ
そのＪｉ今に高い１３１ｏ値が得られることが明らかで
ある。 この発明の方法においては、上述のようにして得られた
中間焼鈍後の鋼板に、最終冷延圧下率５０〜７５チの範
囲にて最終冷間圧延′？′ｒ ＃ｉｌ−で、板厚０．１
５〜０．５０露程度に仕上げる。このように最終冷延圧
下率を限定する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力位集積度に強い影響を与
えるものであり、圧下率が５０％未満では（１１０）（
００１）方位の強い集積を得ることができず、また７５
チを越えれば著しく強い（１１１）方位または＜１１０
＞方位の集合組織を形成して（１１０）〔００１〕方位
がわずかとなり、いずれの場合も前述の超微小炭化物の
析出分散に伴なう（１１０）［００１）方位の集積度を
高める効果が大幅に減殺されるかまたは全く期待できな
くなる。したがって結晶粒内に１００〜５００Ｘのサイ
ズの超微小炭化物を析出分散させた後に施す最終冷間圧
延の圧下率は５０〜７５チの範囲内とする必要がある。 上述のように最終冷間圧延をがａして所定の板厚に仕上
げた最終板厚冷延鋼板に脱炭焼鈍をｈｌす際には、その
昇温過程における６ ００〜７００’”Ｃの間の昇温速
度を１００〜４０ （１’ｃ／ｎ１ｉｎとする必要があ
る。その理由を実験データに基いて次に説明する。 本発明者等は中間１（’：ｂ ｆＩＩｉを従来法にした
がって施した最終冷延鋼板試料について脱炭ｉａ’ｔ：
ｈｌｉを施すに際し、 （４）従来法にしたがって直ちに８２ （１Ｃにｕ’：
ｒ上げ（昇温速度１５０ （１’Ｃ；／ｍｉｎ ） Ｌ
、湿水素中で８２０℃×３分間の脱炭りと鈍を施す場合
、（Ｋ３）脱炭焼鈍の昇温途中の５５０〜６５０℃の間
、６００〜７００℃の間、または６５０〜７５０℃の間
の各々の温度範囲を昇温速度３０〜９００’Ｑ／ｉｎｉ
ｎの範囲内で変化させて徐熱昇ｌＩ！Ｌ 、各温度範
囲以外は１５００″ｃ／ｒｒＩｉｎの昇温法１現で昇ｉ
ｎして８２０℃となし、湿水素中で８２０℃×：３分間
の脱炭焼鈍を施す場合、以上（Ａ） 、 （Ｂ）の２態
様に分けて実施し、最終焼鈍後の製品の磁気特性を調べ
たところ、脱炭昇温時の所定温度範囲内の昇温速度とＢ
１ｏ値およびＷ１７１５０値との間には第５図に示すよ
うな関係があることが判明した。世１７第５図において
◎印はＡ法（従来法）の場合、○印はＢ法において５５
０〜６５０℃の間の昇温測度を制御した場合、Ｏ印は同
じく６００〜７ （ｌ Ｏ℃の間の昇温速度を制御した
場合、Δ印は同じく６５０〜７５０℃の間の昇温速度を
制御した場合について示す。またこの実験において、上
述した条件以外は、前記の第１図の結果を得るだめの実
験と同一とした。 第５図から、脱炭焼鈍の昇温途中で６００〜７００℃の
温度範囲内を１００〜４００°Ｃ／ｉｎｉ ｎの昇温速
度で除熱＝５″１．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
条件下ではよシ高い磁束密度が得られることがあるもの
の、鉄損値はいずれも充分に低減されない。したがって
この発明において範囲における昇温速度を１００〜４０
０□□’ｃ、”；ｎｉ ｎの除熱速度に制御することと
した。 また上記実験に供した試料のうち、脱炭焼鈍の昇温過程
で所定温度範囲を除熱昇温した俊、１ａ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測定したとこ
ろ、上述の限定範囲を満たす条件、すなわち６００〜７
００°Ｃの間を１００〜４００°Ｃ／ｍ ｉ ｎの昇温
速度で除熱昇温した場合は、いずれも７００℃到達時の
再結晶率が１０〜５０チの範囲内となっておシ、一方前
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
た場合にはいずれも再結晶率が１０チ未満もしくは５０
％を越える状態となった。ここで、本発明者等の別の実
験によれば、製品の磁束密度’１０値は＋Ｑ結晶焼鈍後
の再結晶率の増加に伴って向上し、６０チ以上の再結晶
率において最高の水準に達するが、鉄損値Ｗ１７１５゜
は再結晶率が１０〜５０チの範囲において充分に低い値
を示し、５０％を越えれば再結晶率の増大に伴って急激
に鉄損値Ｗ１７／１５゜が増大するとの知見が得られて
いる。したがって鉄損値の著しい低減を図り、しかも必
ずしも最高値ではないが充分な磁束密度を図るためには
再結晶率を１０〜５０チに制御することが心安である。 しかるに前述の特公昭５６−３８６５２号公報に開示さ
れている如く脱炭焼鈍の前に６０ （＋ −□ ６５０
℃の温度範囲内で３０秒〜１０分間にわたって一定温度
に保持する再結晶焼鈍を行った場合には、再結晶率が６
０チ程度以上となって、鉄損（ｆｅ４が充分に低減され
ず、またその方法に準じて再結晶率１０〜５０％となる
ように脱炭焼鈍前の一定温度保持焼鈍を行うためにはそ
の保持時間をより短時間側（すなわち高々３０秒程度以
内）で制御しなければならないが、実際には焼鈍温度に
応じて保持時間が変化し、しかも素材の組成や工程履歴
の変動によっても必要な保持時間が変化するだめ、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。そこでこの発明では脱炭焼鈍の昇温過程を利
用し、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させる方法の適用を考えて実
験を行ったところ、前述の如く６００〜７００℃の間を
１００〜４００”Ｃ／ｍｉ ｎの昇温速ＪＫ ４（１ｂ
ｌＪ御することによりｌ）結晶率１０〜５０襲の範囲を
、達成することができ、それに伴って大幅なｙｈ ｍ値
の低減と充分な磁束蜜月【の向上が可能となったのであ
る。 以上、この発明の方法における特徴的な必須要件、すな
わち冷間圧延工程における中間ｔ、（ｊｊ鈍後の鋼板の
結晶粒内に１００〜５００λサイズの超微小炭化物を均
−多−１１１−に析出させる条件、および脱炭焼鈍の昇
温遍心ｌの６００〜７ ｏ （１”Ｃの間を１００〜４
００°り１１１ｎの速度で徐熱契ｒ晶させて７００ ’
Ｃ到達時の′副板断面再結晶率を１０〜５０係の範囲内
に制御する条件について、個別の実験結果に基いて説明
したが、次にこれらの条件の組合せによる効果について
の実験結果を説明する。 すなわち本発明者等は、Ｃ０，０３０〜００５チ、Ｓｉ
２．９５〜３．０５％、Ｍｎ Ｏ，Ｏ’４〜０．０８
％、５ｅ００１４〜０．０３０％、および５ｂＯＯ１５
〜０．０３０チを含有し、残部笑質的にＦｅよりなる多
種類の珪素鋼素材を従来公知の方法により熱間圧延して
、板厚３．０−〇熱延鋼板となし、これに１０００℃×
１分間の焼鈍を施した後、第１次冷間圧延を施して板厚
０．８０ ｒｔｔｎ、となし、その後の工程を次の囚、
（Ｂ） 、 （Ｃ） 、 （Ｄ）に分けて実施した。 に） ９５０℃×３分間の通常の中間焼鈍後、最終板厚
０．３０ｆｌとなるように最終冷間圧延を施し、次いで
湿水素中で８３０℃×３分間の通常の脱炭焼鈍を行った
。（従来方法） （Ｂ）９５０℃×３分間の中間焼鈍後の冷却過程におい
て７７０〜３００ ’Ｃの温度範囲を１５秒で急冷し、
次いで３００〜１５０℃の間を１５秒で冷却した後、最
終冷間圧延で０．３０１１ｍに仕上げ、次いで８３０℃
×３分間の通常の脱炭焼鈍を行った。 （従来の改良方法） （Ｃ）９５０℃×３分間の通常の中間焼鈍を施した後、
最終冷間圧延で０．３０Ｆｍ厚に仕上げ、続く障炭焼鈍
の昇温過程の６００〜７００℃の間の温度を２００ ’
Ｑ／ｍｉｎに制御して除熱昇温した後、湿水素中で８３
０℃×３分間脱炭焼鈍した。（従来の改良方法） なお上記（Ａ） 、 （Ｂ） 、 （Ｃ）の各方法にお
いては、それぞれの工程終了後、焼鈍分離剤を塗布し、
最終焼鈍として、８５０”ＣＸ５０時間保持および１２
００℃×１５時間保持を行った。 （Ｄ）９５０℃×３分間の中間焼鈍後の冷却に際し、７
７０〜３００℃の温度範囲を１５秒で急冷し、続く３０
０〜１５０℃間を１５秒で冷却した後、最終冷間圧延に
よｐＱ、３Ｑｍに仕上げ、続く脱炭焼鈍の昇温過程にお
いて６００〜７００ ’Ｃの間の昇温速度を２００°ｃ
／ｒｒＩｉｎに制御して除熱昇温した後、湿水素中で８
３０℃×３分間の脱炭焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を
塗布した後、直ちに１２００℃に昇温して１２００℃Ｘ
１５時間保持による最終焼鈍を施した。（本発明方法）
（Ｅ） 焼鈍分離剤塗布後の最終焼鈍として、先ず８
５０℃×５０時間保持した後、１２００℃×１５時間保
持した点以外は前記（Ｄ）法と同じ条件で処理した。（
本発明方法） 以上（４）〜（ト）の４方法により得られた一方向性珪
素鋼板の製品について磁気特性、特に磁束密度Ｂ１０値
および鉄損値Ｗ１７１５０を調べ、各方法におけるそれ
らの値の分布状態を第６図に示した。 第６図から、従来法（４）と比較して、中間焼鈍の冷却
条件を規制した従来の改良方法θ（）および脱炭焼鈍の
昇温条件を規制した従来の改良方法（Ｃ）においてはい
ずれも高い磁束密度と充分に低い鉄損を示しており、磁
気特性が改善されていることが認められる。そして本発
明法（Ｄ）は、上記改良方法（Ｈ）（Ｃ）を組合せ、か
つ最終焼鈍における８５０℃近辺での長時間保持を省略
したものであり、この場合磁束密度と鉄損の両者が安定
して向上することが明らかであシ、特に鉄損値が上記改
良方法（Ｂ） 、 （・と比較してさらに低い水準とな
り、シかもばらつきが少なくなっていることが明らかで
ある。 なお本発明法（ト）は（Ｄ）法に最終焼鈍の際に８５０
℃×５０時間の保持を付加したものであり、この場合も
充分に高い磁束密度と充分に低い鉄損が得られる。しか
しながら（Ｄ）法と（ト）法とを比較すれば、（ト）法
の場合前述のように８５０℃近辺の長時間焼鈍を付加し
たにもかかわらず、（Ｄ）法と比較しての磁気特性の向
上はわずかである。このことは、この発明の方法におい
ては、最終ＶＪＩＪ鈍の際の８５０℃近辺の長時間保持
を省略しても所期の優れた磁気特性が得られることを意
味し、したがってこの発明の方法を実施するにあたって
は帰終・；↓ス鈍の際の８５０℃近辺の長時間保持を省
略することによって大幅な電力コスト低減が可能となる
。 以上のように、中間９．ｅｉ鈍陵最終冷間圧婢前の鋼板
の結晶粒内に１（）０〜５００Ｘの範囲の超１）々小戻
化物を均一かつ多；捷に析出させ、最終〆分間圧延の圧
下率を５０〜７５チの小ｉｘ囲で施して最終板厚となし
、かつ脱炭焼鈍を施す除の昇温過程で６００〜・７００
“Ｃの温度範囲を１ （１０〜４００”Ｑ／ｉｎｉ ｎ
の昇温速度とすることによって、最終焼鈍で８５０℃近
辺の長時間保持を心安とせずに優れた磁気特性を有する
一方向性珪素鋼板が得られることが明らかとなったので
ある。このように最終・焼鈍で８５０“Ｃ近辺での長時
間保持を行なわなくても優れた磁気特性が得られる理由
は、最終焼鈍前の脱炭焼鈍板において既にゴス方位強度
が著しく高くなっているためと思われる。すなわち第６
図の実験における各法（４）〜（Ｄ）について、最終焼
鈍前の脱炭焼鈍板の表層のゴス方位強度を調べたところ
、第７図に示す結果が得られた。第７図から、従来法（
Ａ）と比べて従来の改良法（Ｂ） 、 （Ｃ）は約１３
倍程度のゴス方位強度を示し、さらに本発明法（Ｄ）に
おいては従来法囚の約１．６倍程度という著しく強いゴ
ス方位強度を示していることが明らかである。 このように脱炭焼鈍板におけるゴス方ｆｉｇ強度が増す
理由は次のように考えられる。すなわち、前述した如く
最終冷間圧延前に超微小炭化物を均一に析出・分散させ
ることが、冷間圧延時において初期結晶方位に依存した
内部歪蓄積量の差異を拡大する役割を果たし、続く脱炭
焼鈍の昇温速度を規制することによシ、冷間圧延後の結
晶内部蓄積歪量が多い（１１０）［００１）方位とその
近傍の結晶方位を有する結晶粒はど初期に優先的に再結
晶を開始し、その結果よシ強いゴス方位を持つ１次再結
晶組織が形成されるものと推定される。 この発明においで１史用される素材は、前述の如（ＣＯ
，０２〜 ０．１ ０ ％、 Ｓｉ ２．５
〜４．０ ％ 、 Ｍｎ０１（１３〜０．１５％
、Ｓ 、 Ｓｅのいずれかｌ ｉ４ｉ ６たけ２種を合
計量で０．００８〜００８０φ含有し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなるものであるＯ以下にこのような
累月各成分の限定理由を説１（Ｑ −ｆる。 Ｃはこの発明の方法において目的とする？＋ｎ ｖｙ
／Ｊ＼炭化物利用による集合組織改善のｉｂ来を元部さ
せるための必須成分であり、０．０２％未満では超微小
炭化物の充分な析出量が確保されず、一方（１，１０％
を越えれば最終焼鈍０Ｓ１の脱炭が著しく困難となり、
長時間の脱炭焼鈍が必要となって経済性が低下し、これ
らの理由から００２〜０．１０ ％の範囲内に限定した
。 Ｓｉは比抵抗を高めて鉄損を低減させるために必要な元
素であシ、２．５−未満では充分に低い鉄損値が得られ
ないのみならず、最終焼鈍の際に３−板の一部がα−ｒ
変態して結晶方位を乱すようになシ、一方４．０％を越
えれば著しく脆くなって冷間加工性が劣化し、通常の工
業的圧延が回部となるから、２．５〜４．０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次結晶粒の成長を制御し
、（１１０）（００１）方位の２次再結晶粒を先鋭に発
達させるに必要な元素であるが、 Ｍｎ０．０３〜０．
１５％、Ｓ 、 Ｓｅのいずれか１種または２種を合計
量で０１００８〜０．０８チの範囲を逸脱して過不足す
れば、２次再結晶が不安定となυ、目的とする優れた磁
気特性が得られなくなるから、これらの範囲に限定した
。 この発明の方法が適用される珪素鋼Ｊ？、相は、上述の
各成分のほかは実質的にＦｅおよび不可避的不純物よシ
なるものであれば良いが、さらに必要に応じて粒界偏析
型元素、例えばｓｂ 、 Ａｓ 、 Ｂｉ 。 Ｓｎ 、 Ｐｂ 、 Ｔｅ等を単独または複合して添加
し、インヒビターの効果を補強しても良い。但しこれら
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
悪影響を及ぼすものではない。なおこれらのうちでも単
にｓｂはインヒビターの効果補強に有効であり、Ｓおよ
び／またはＳｅと併せてｓｂを添加する場合、Ｓ 、
Ｓｅのいずれか１種およびｓｂの合計量を（１，ＯＯ８
〜００８チの範囲内とすることが望ましい。 上述のような成分の珪素鋼水利について施すこの発明の
方法の各工程について、ここまでに述べていない工程を
中心として、工８１１Ｆｉに具１本管９に６見明する。 先ず従来公知の造塊−分塊法あるいはス％ｆ０寿造法に
よって前記組成のスラブを得る。次いでこのスラブをｌ
２５０τ；程度以上の高温に加熱し、従来公知の熱間
圧延を施して板厚１２〜５ ｒｕｍ程１灰の熱延鋼板を
得る。この熱間圧延工程では、インヒビターＭｎＳ 、
ＭｎＳｃの微細析出物をイ！）るたν）に、前記スラ
ブ加熱温度はＭｎ 、 Ｓ 、 Ｓｅが充分に解り准ｉ
配溶されるよう、これらの成分富有ｍｌ°番Ｃλ６じて
】商切に設定すべきであり、また熱延方法を適１１遣５
鴬択してインヒビターの微細析出を必要充分に促進する
ことが肝要である。 次いで必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、Ｃ１掟洗し
、中間焼鈍を挾む２回の冷間圧延を施し、最終板厚に仕
上げる。ここで中間焼鈍は第１回冷延後の冷延組織を再
結晶させ、結晶組織の均一化を促し、併せて鋼中にＣを
充分に固溶させる目的で施す。したがって中間焼鈍温度
は７５０℃以上が必要であるが、１１００℃を越えれば
インヒビター ＭｎＳ 、 ＭｎＳｅの微細析出物が粗
大化してインヒビターによる抑制効果が低下するから、
７５０〜１１００℃の温度範囲に限定する必要がある。 なお中間焼鈍後の冷却を適切に制御して結晶粒内析出炭
化物を１００〜５００Ｘの範囲内に制御すること、およ
び最終冷間圧延の圧下率を５０〜７５チの範囲内とする
ことは前述の通りである。 上述のようにして最終冷間圧延が施された冷延鋼板に対
しては、脱炭焼鈍を施す。この脱炭焼鈍の昇温過程にお
いてはその６００〜７００℃の温度範囲の昇温速度を前
述の如く１００〜４００’Ｑ／ｒｎｉ ｎに制御する。 また脱炭焼鈍は、通常は湿水素または湿水素・窒素混合
界囲気中で７５０〜８５０℃程度の温度範囲に２〜５分
間程度保持し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取り、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、
優れた磁気特性を有する製品を得るために従来は特公昭
５１−１３４６９号公報に提案されている如く８２０〜
９００℃の温度範囲で２次再結晶粒を充分に発達させる
だめの３０〜６０時間程度の長時間保持を行った後、１
００（じＣ程度以上の高温焼鈍を実施していたが、この
発明の方法においては前述の如く８２０〜９ （１０“
Ｃ程度の温度範囲における長時間保持を行なわずに、直
ちに１０００℃程度以上の高温に昇温しで、高温焼鈍の
みを行うことができる。この高温焼鈍は、鋼中のＳ 、
Ｓｅ 、 Ｎ等の不純物元素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だ
めのものであり、望ましくは１０５０〜１２５０℃の温
度範囲内で数時間程度保持すれば良い。なお最終焼鈍に
おける雰囲気は、高温焼鈍のときは不純物の除去を促す
ため水素雰囲気とする必要があり、それ以外の低温のと
きは水素、窒素、アルゴンガスのいずれの雰囲気でも良
い。 以下にこの発明の実施例を記す。 実施例Ｉ Ｃ０，０５０％、Ｓｉ３．２３％、Ｍｎ （１，０７％
、ＳｅＯ，０２５％、およびＳｂＯ，０２２％を含有し
、残部実質的に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ょシ板厚２．５ ＋＋＋ｍの
熱延鋼板に仕上げ、これを９００’ＣＸＳ分間焼鈍した
後、酸洗して第１回冷間圧延により０．７０ ｒｎ＋の
中間板厚となした。次いで９２５℃×３分間の中回り尭
・鈍を行ない、続く冷却過程を、７７０〜１００’Ｃの
間の冷却所要時間が２０秒または４０秒となるように冷
却し、直ちに２００℃にで０〜５０秒の時効処理を施し
た。続いて圧下率５７チの最終冷間圧延によシ板厚０．
３０１１１７！に仕上げた。この冷延鋼板を脱脂後、次
の囚、（Ｂ）の２方法に分けて処理して一方向性珪素中
板の製品を得た。 （４）直ちに８２０℃に直上げ（昇温速度１５００’Ｑ
／ｍｉｎ ） して湿水素中で８２０’ＣＸａ分間の脱
炭焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を塗布した後、最終焼
鈍として８６０℃×４０時間の２次再結晶を充分に成長
させるための焼鈍と１２００℃×１５時間の高温焼鈍を
施した。 （１１） 脱炭焼鈍の昇温過程で６００〜７（）０℃
の温度範囲を３０ （１’Ｃ／ｍｉｎの昇温速度とし、
それ以外の温度範囲を１５００°Ｃ７ηｉｎの昇温速度
として８２０℃まで昇温し、湿水素中で１３分間の脱炭
焼鈍を行った。次いで’１’／ｊ鈍分ｊ唯剤をイ々布し
た後、直ちに１２００℃に契温して１５時間の最終１．
Ｉ’ｌ、鈍を施しだ。 以上の実施例１により得られた製品の磁気特性、および
中間焼鈍後１．ｆｔ）Ｐ：冷間圧延前の１１間板におけ
る結晶粒内炭化物析出サイズを調べた結果を第１表に示
す。 第１表から、この発明の方法によれば、この発明の条件
範囲を外れる比較例の場合と比較して、充分に高い磁束
密度と、充分に低い：ｍｊ３５ｔＡ値とを有する優れた
磁気特性の一方向性珪素鋼板の製品が、最終焼鈍での８
５０℃近辺での長時間作持を要さずに得られることが明
らかである。 実施例２ ＣＯ，（１５４％、Ｓｉ３．２５％、Ｍｎ ０．０６
％、Ｓｅ０．０２３’ｌ、およびＳｂ ０．０２ （１
％を含有し、残部実質的にＦｅおよび不可避的不純物よ
りなる珪素鋼素材（通常の熱間圧延を施した後、その熱
延鋼板に９５０℃×２分間の焼鈍を施し、酸洗降温１回
の冷間圧延により中間板厚１．０順となした。 次いで１０００℃×２分間の中間焼鈍を施し、その冷却
過稈における７７０〜３００℃間の冷却所要時間を１５
秒または６０秒に制御し、続く３００〜１５０℃間の冷
却所要時間を１５秒または５０秒に制御して冷却した。 次いで圧下率７０条の最終冷間圧延により板厚０．３０
ｇに仕上げた。 その最終冷延鋼板を脱脂後、前記実施例１に記載されて
いる（４）法、（Ｂ）法と各々同じ条件で脱炭焼鈍およ
び仕上焼鈍を行ない、一方向性珪素鋼板の製品を得た。 以上の実施例２によシ得られた製品の磁気特性、および
最終冷間圧延前の結晶粒内炭化物平均析出サイズを調べ
た結果を第２表に示す。 第２表からも、この発明の方法によれば、この発明の条
件範囲を外れる比較例の場合と比較して、充分に高い磁
束密度と充分に低い鉄損値を有する製品が得られること
が明らかであり、また最終焼鈍において従来行っていた
８ ５０ ”Ｃ近辺での長時間保持を要さずに浸れた磁
気特性が得られることが明らかである。 以上詳細に説明したように、この発明の方法によれば、
冷間圧延工程の中間焼鈍後の鋼板の結晶粒内炭化物の大
きさを制御し、併せて脱炭焼鈍における昇温過程を適切
に制御することによって、充分に高い磁束密度と充分に
低い鉄損値を有する磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板
を工業的規模で低コストかつ安定して製造することがで
き、特に従来最終焼鈍において実施していた８５０“Ｃ
近辺での長時間焼鈍を省略できるようになったため、電
力費削減によるコスト低減に大きな効果を得ることがで
きる。
。このような条件が必要であることは本発明者等の詳細
な実験により新たに見出されたことであり、先ずその実
験について説明する。 すなわち本発明者等は、ＣＯ，０４５係、Ｓ＋３．２０
％、Ｍｎ Ｏ，ＯＧ ％、Ｓｅ Ｏ，（１２５％、ｓｈ
ｏ、 ０２０％を含有し、残部実質的にＦｅよりなる珪
素鋼素材を通常の製鋼、連鋳、熱延工程を経て板厚３．
０閣の熱ｇ鋼板に仕上げ、これを９５ｏしｘ２分間の焼
鈍後、＾（抗して第１回冷間圧延な施し、中間板厚０．
７５ ｍｍとなし、９００“°Ｃ×３分間の中間焼鈍後
、圧下率６０チにて最終冷間圧＋ｊＬ； ’ｃ ｋ＋
Ｌ、最終板厚０．３０關の冷延鋼板に仕上げた。次いで
８００℃の湿水素雰囲気中にて脱炭焼鈍し、ＭｇＯ塗布
後、最終焼鈍として、８６０℃×３０時間保持する２次
再結晶粒を充分に発達させる処理と、１２０”Ｏ’ＣＸ
１０時間の保持を実施して帽中不純物を除去するため
の純化処理とを行ない、一方向性珪素鋼板の製品を得だ
。そしてこれらの工程中、中間焼鈍後の冷却過程で７７
０℃以丁の温度域は水冷、油焼入、ミストジェット冷却
、風量可変の強制冷却および自然放冷等にょシ種々に冷
却速度を変化させ、また一部には冷却後直ちに１５０〜
３００℃の温度範囲で恒温油槽を用いた時効処理を施し
た。 上述のような実験における最終冷間圧延前の試料につい
て、１万倍の高倍率電子顕微鏡観察を行ない、結晶粒内
の炭化物析出状態を調べた。なお上述の実験において、
中間焼鈍後の冷却速度の変更開始温度を７７０℃に定め
だ理由は、炭化物の粒界析出がこの温度附近から開始さ
れること、また７７０℃以上の高温から激しく急冷すれ
ば鋼板形状が不良となってそれ以降の工程処理に支障を
来たすためである。 第１図には、上述のような実験のうち、中間焼鈍後７７
０℃からの冷却を油焼入れとし、直ちに２００℃で２〜
３００秒間の時効処理を施し九場合の最終冷間圧延前の
鋼板における炭化物析出サイズおよび最終製品の磁気特
性と時効処理時間との関係を示す。なお比較材として、
工業的な連続焼鈍により一般に実用されている７７０〜
１’００℃の冷却時間９０秒に相当する冷却速度で強制
空冷した試料についても第１図に併せて示した。 第１図から、励磁特性としての０１０値は、時効処理条
件が２００℃×１０〜２０秒間の場合に著しく改善され
、このときの炭化物の析出サイズは１００〜５００久の
範囲にあり、均一かつ多酸に分散していた。一方、Ｂ１
１値が向上していない処理条件である油焼入のみ及び２
００℃×２秒間時効処理では粒内炭化物が観察されない
かまたは局部的に僅少量のみ析出している状、態であり
、また時効処理が２００℃、３０秒間以上で炭化物析出
サイズが５００Ｘを越えればＢ１１値の向上が得られな
くなることが判明した。 以上のような実験結果から、中間焼鈍後の最終冷間圧延
前に鋼板の結晶粒内に１００〜５ｏｏＸの範囲の超微小
炭化物を均一かつ多量に分散させておくことにより、製
品の磁気特性を向上させ得るとの新規な知見を得たので
ある。 上述のように中間焼鈍後の最終冷間圧延前の炭化物析出
状態が製品の磁気特性に影響を及ぼすことは第２図、第
３図からも明らかである。すなわち第２図（４）は第１
図の実験に用いた試料のうち、２００℃の時効処理を１
０秒間施したものの最終冷間圧延前の炭化物析出状態を
示す倍率１万倍の電子顕微鏡写真であって、炭化物の平
均粒径２００にとなっており、この試料の脱炭焼鈍後（
最終焼鈍前）の１次再結晶集合組織の（，２００）極点
図を第３図囚に示す。また第２図（Ｂ）は工業的な連続
焼鈍で一般に実用されている７７０〜１００℃の冷却時
間９０秒に相当する冷却速度で強制冷却した比較材の最
終冷間圧延前の炭化物析出状態を示す倍率１万倍の電子
顕微鏡写真であって、炭化物の平均粒径７００Ｘとなっ
ており０、この試料の脱炭焼鈍後（最終焼鈍前）の１次
再結晶集合組織の（２００）極点図を第３図（Ｂ）に示
す。 第２図囚、（Ｂ）、第３図（Ａ） 、 （Ｂ）から、こ
の発明の方法にしたがって著（７く微細な１ｏｏ〜ｓ
Ｏ＋ｌ Ｘの範囲内の炭化物を多量に分散析出させれば
、従来の工業的な標準冷却を施した場合と比較して、最
終冷間圧延を経て脱炭焼鈍後の１次再結晶集合組織は（
１１０）（００１：）方位の集積が強い状態となること
が明らかである。このように（１１０）［００１）方位
の集積度が強い１次再結晶集合組織を有する鋼板におい
ては、引続く最終焼鈍において２次再結晶が進行する際
に、先鋭に揃った（、１１０）［：００’ｌ］方位の２
次再結晶粒のみが選択的に成長することが可能となり、
その結果、高度に揃った（１１０）［００１）方位の２
次結晶粒で構成された磁気特性の優れた一方向性珪素鋼
板の製品が得られるのである。 一方従来公知の鋼中炭素の有効利用を図る方法、すなわ
ち特公昭５４−１３８４６号公報、特公昭５４−２９１
８２号公報、および特公昭５６−３８９２号公報にそれ
ぞれ開示されている方法は、中間焼鈍後の冷却過程をた
だ単に急冷するがあるいは急冷制御の温度域を３００
’Ｃ以上に限定する等の方法であって、この発明におけ
る新規な知見である超微小炭化物、すなわち電子顕微＠
観察のみによって認め得る１００〜５００Ｘの超微小炭
化物については全く言及されておらず、したがって炭化
物のサイズによる効果が看過されていたものと考えられ
る。 前述のように１００〜５００Ｘの超微小炭化物により１
次再結晶集合組織が改善される理由は充分には解明され
ていないが、次のように推測される。すなわち、冷間圧
延時において結晶内部に蓄積される歪量は初期の結晶方
位によって相異し、（１１０） 〔００ｔ ）方位が最
も結晶内部蓄積歪量が多いことが周知であるが、その周
知事実にしたがって考察すれば、超微小炭化物はおそら
くは冷間圧延時の初期結晶方位に依存する内部、＃Ｆ積
歪量の差異を拡大する役割を果たし、その結果、続く脱
炭焼鈍における再結晶時に（１１０）（：００１）方位
が一段と優先的かつ早期に再結晶して、（１１０）〔０
０１〕方位の集積度が増加するためと考えられる。 この発明の方法において１００〜５０ Ｆｌ Ｘの範囲
内の超微小炭化物を結晶粒内に充分に析出させるだめの
具体的手段としては、中間・焼鈍後の冷却の際に７７０
〜１００℃の温度範囲を３０秒以内で角、冷し、直ちに
１５０へ−ｚ５ｏ’Ｃのτ、１１λ度において２〜６０
秒間の時効処理を旋ず方法、あるいは中間焼鈍後の冷却
の際に、７７０〜：３００’Ｃの間の温度範囲を２０秒
以内で急冷し、次いで３００〜１５０℃の温度範囲を８
〜二へＯ秒間で冷却する等の方法がある。第４図は中間
焼鈍後の冷却に際して７７０〜：Ｓ００℃間は２０秒以
内で急冷し、３００〜１５０℃の冷却所要時間をｒｔｔ
ｉ々変化させた場合の最終冷間圧延前の炭化物析出サイ
ズおよび最終製品の磁気特性と３００〜］ ５ （１”
Ｃの冷却所要時間との関係を示す。但しこの場合中１川
ｉ３Ａ ｉｌｉ後の冷却条件以外は前述の実験と同様な
条件で実施した。第４図から明らかなように３００〜１
５０℃の間の冷却所要時間が８〜３０秒の間の嚇合に炭
化物析出サイズが１．０ （１〜５００Ｘとなり、かつ
そのＪｉ今に高い１３１ｏ値が得られることが明らかで
ある。 この発明の方法においては、上述のようにして得られた
中間焼鈍後の鋼板に、最終冷延圧下率５０〜７５チの範
囲にて最終冷間圧延′？′ｒ ＃ｉｌ−で、板厚０．１
５〜０．５０露程度に仕上げる。このように最終冷延圧
下率を限定する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力位集積度に強い影響を与
えるものであり、圧下率が５０％未満では（１１０）（
００１）方位の強い集積を得ることができず、また７５
チを越えれば著しく強い（１１１）方位または＜１１０
＞方位の集合組織を形成して（１１０）〔００１〕方位
がわずかとなり、いずれの場合も前述の超微小炭化物の
析出分散に伴なう（１１０）［００１）方位の集積度を
高める効果が大幅に減殺されるかまたは全く期待できな
くなる。したがって結晶粒内に１００〜５００Ｘのサイ
ズの超微小炭化物を析出分散させた後に施す最終冷間圧
延の圧下率は５０〜７５チの範囲内とする必要がある。 上述のように最終冷間圧延をがａして所定の板厚に仕上
げた最終板厚冷延鋼板に脱炭焼鈍をｈｌす際には、その
昇温過程における６ ００〜７００’”Ｃの間の昇温速
度を１００〜４０ （１’ｃ／ｎ１ｉｎとする必要があ
る。その理由を実験データに基いて次に説明する。 本発明者等は中間１（’：ｂ ｆＩＩｉを従来法にした
がって施した最終冷延鋼板試料について脱炭ｉａ’ｔ：
ｈｌｉを施すに際し、 （４）従来法にしたがって直ちに８２ （１Ｃにｕ’：
ｒ上げ（昇温速度１５０ （１’Ｃ；／ｍｉｎ ） Ｌ
、湿水素中で８２０℃×３分間の脱炭りと鈍を施す場合
、（Ｋ３）脱炭焼鈍の昇温途中の５５０〜６５０℃の間
、６００〜７００℃の間、または６５０〜７５０℃の間
の各々の温度範囲を昇温速度３０〜９００’Ｑ／ｉｎｉ
ｎの範囲内で変化させて徐熱昇ｌＩ！Ｌ 、各温度範
囲以外は１５００″ｃ／ｒｒＩｉｎの昇温法１現で昇ｉ
ｎして８２０℃となし、湿水素中で８２０℃×：３分間
の脱炭焼鈍を施す場合、以上（Ａ） 、 （Ｂ）の２態
様に分けて実施し、最終焼鈍後の製品の磁気特性を調べ
たところ、脱炭昇温時の所定温度範囲内の昇温速度とＢ
１ｏ値およびＷ１７１５０値との間には第５図に示すよ
うな関係があることが判明した。世１７第５図において
◎印はＡ法（従来法）の場合、○印はＢ法において５５
０〜６５０℃の間の昇温測度を制御した場合、Ｏ印は同
じく６００〜７ （ｌ Ｏ℃の間の昇温速度を制御した
場合、Δ印は同じく６５０〜７５０℃の間の昇温速度を
制御した場合について示す。またこの実験において、上
述した条件以外は、前記の第１図の結果を得るだめの実
験と同一とした。 第５図から、脱炭焼鈍の昇温途中で６００〜７００℃の
温度範囲内を１００〜４００°Ｃ／ｉｎｉ ｎの昇温速
度で除熱＝５″１．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
条件下ではよシ高い磁束密度が得られることがあるもの
の、鉄損値はいずれも充分に低減されない。したがって
この発明において範囲における昇温速度を１００〜４０
０□□’ｃ、”；ｎｉ ｎの除熱速度に制御することと
した。 また上記実験に供した試料のうち、脱炭焼鈍の昇温過程
で所定温度範囲を除熱昇温した俊、１ａ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測定したとこ
ろ、上述の限定範囲を満たす条件、すなわち６００〜７
００°Ｃの間を１００〜４００°Ｃ／ｍ ｉ ｎの昇温
速度で除熱昇温した場合は、いずれも７００℃到達時の
再結晶率が１０〜５０チの範囲内となっておシ、一方前
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
た場合にはいずれも再結晶率が１０チ未満もしくは５０
％を越える状態となった。ここで、本発明者等の別の実
験によれば、製品の磁束密度’１０値は＋Ｑ結晶焼鈍後
の再結晶率の増加に伴って向上し、６０チ以上の再結晶
率において最高の水準に達するが、鉄損値Ｗ１７１５゜
は再結晶率が１０〜５０チの範囲において充分に低い値
を示し、５０％を越えれば再結晶率の増大に伴って急激
に鉄損値Ｗ１７／１５゜が増大するとの知見が得られて
いる。したがって鉄損値の著しい低減を図り、しかも必
ずしも最高値ではないが充分な磁束密度を図るためには
再結晶率を１０〜５０チに制御することが心安である。 しかるに前述の特公昭５６−３８６５２号公報に開示さ
れている如く脱炭焼鈍の前に６０ （＋ −□ ６５０
℃の温度範囲内で３０秒〜１０分間にわたって一定温度
に保持する再結晶焼鈍を行った場合には、再結晶率が６
０チ程度以上となって、鉄損（ｆｅ４が充分に低減され
ず、またその方法に準じて再結晶率１０〜５０％となる
ように脱炭焼鈍前の一定温度保持焼鈍を行うためにはそ
の保持時間をより短時間側（すなわち高々３０秒程度以
内）で制御しなければならないが、実際には焼鈍温度に
応じて保持時間が変化し、しかも素材の組成や工程履歴
の変動によっても必要な保持時間が変化するだめ、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。そこでこの発明では脱炭焼鈍の昇温過程を利
用し、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させる方法の適用を考えて実
験を行ったところ、前述の如く６００〜７００℃の間を
１００〜４００”Ｃ／ｍｉ ｎの昇温速ＪＫ ４（１ｂ
ｌＪ御することによりｌ）結晶率１０〜５０襲の範囲を
、達成することができ、それに伴って大幅なｙｈ ｍ値
の低減と充分な磁束蜜月【の向上が可能となったのであ
る。 以上、この発明の方法における特徴的な必須要件、すな
わち冷間圧延工程における中間ｔ、（ｊｊ鈍後の鋼板の
結晶粒内に１００〜５００λサイズの超微小炭化物を均
−多−１１１−に析出させる条件、および脱炭焼鈍の昇
温遍心ｌの６００〜７ ｏ （１”Ｃの間を１００〜４
００°り１１１ｎの速度で徐熱契ｒ晶させて７００ ’
Ｃ到達時の′副板断面再結晶率を１０〜５０係の範囲内
に制御する条件について、個別の実験結果に基いて説明
したが、次にこれらの条件の組合せによる効果について
の実験結果を説明する。 すなわち本発明者等は、Ｃ０，０３０〜００５チ、Ｓｉ
２．９５〜３．０５％、Ｍｎ Ｏ，Ｏ’４〜０．０８
％、５ｅ００１４〜０．０３０％、および５ｂＯＯ１５
〜０．０３０チを含有し、残部笑質的にＦｅよりなる多
種類の珪素鋼素材を従来公知の方法により熱間圧延して
、板厚３．０−〇熱延鋼板となし、これに１０００℃×
１分間の焼鈍を施した後、第１次冷間圧延を施して板厚
０．８０ ｒｔｔｎ、となし、その後の工程を次の囚、
（Ｂ） 、 （Ｃ） 、 （Ｄ）に分けて実施した。 に） ９５０℃×３分間の通常の中間焼鈍後、最終板厚
０．３０ｆｌとなるように最終冷間圧延を施し、次いで
湿水素中で８３０℃×３分間の通常の脱炭焼鈍を行った
。（従来方法） （Ｂ）９５０℃×３分間の中間焼鈍後の冷却過程におい
て７７０〜３００ ’Ｃの温度範囲を１５秒で急冷し、
次いで３００〜１５０℃の間を１５秒で冷却した後、最
終冷間圧延で０．３０１１ｍに仕上げ、次いで８３０℃
×３分間の通常の脱炭焼鈍を行った。 （従来の改良方法） （Ｃ）９５０℃×３分間の通常の中間焼鈍を施した後、
最終冷間圧延で０．３０Ｆｍ厚に仕上げ、続く障炭焼鈍
の昇温過程の６００〜７００℃の間の温度を２００ ’
Ｑ／ｍｉｎに制御して除熱昇温した後、湿水素中で８３
０℃×３分間脱炭焼鈍した。（従来の改良方法） なお上記（Ａ） 、 （Ｂ） 、 （Ｃ）の各方法にお
いては、それぞれの工程終了後、焼鈍分離剤を塗布し、
最終焼鈍として、８５０”ＣＸ５０時間保持および１２
００℃×１５時間保持を行った。 （Ｄ）９５０℃×３分間の中間焼鈍後の冷却に際し、７
７０〜３００℃の温度範囲を１５秒で急冷し、続く３０
０〜１５０℃間を１５秒で冷却した後、最終冷間圧延に
よｐＱ、３Ｑｍに仕上げ、続く脱炭焼鈍の昇温過程にお
いて６００〜７００ ’Ｃの間の昇温速度を２００°ｃ
／ｒｒＩｉｎに制御して除熱昇温した後、湿水素中で８
３０℃×３分間の脱炭焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を
塗布した後、直ちに１２００℃に昇温して１２００℃Ｘ
１５時間保持による最終焼鈍を施した。（本発明方法）
（Ｅ） 焼鈍分離剤塗布後の最終焼鈍として、先ず８
５０℃×５０時間保持した後、１２００℃×１５時間保
持した点以外は前記（Ｄ）法と同じ条件で処理した。（
本発明方法） 以上（４）〜（ト）の４方法により得られた一方向性珪
素鋼板の製品について磁気特性、特に磁束密度Ｂ１０値
および鉄損値Ｗ１７１５０を調べ、各方法におけるそれ
らの値の分布状態を第６図に示した。 第６図から、従来法（４）と比較して、中間焼鈍の冷却
条件を規制した従来の改良方法θ（）および脱炭焼鈍の
昇温条件を規制した従来の改良方法（Ｃ）においてはい
ずれも高い磁束密度と充分に低い鉄損を示しており、磁
気特性が改善されていることが認められる。そして本発
明法（Ｄ）は、上記改良方法（Ｈ）（Ｃ）を組合せ、か
つ最終焼鈍における８５０℃近辺での長時間保持を省略
したものであり、この場合磁束密度と鉄損の両者が安定
して向上することが明らかであシ、特に鉄損値が上記改
良方法（Ｂ） 、 （・と比較してさらに低い水準とな
り、シかもばらつきが少なくなっていることが明らかで
ある。 なお本発明法（ト）は（Ｄ）法に最終焼鈍の際に８５０
℃×５０時間の保持を付加したものであり、この場合も
充分に高い磁束密度と充分に低い鉄損が得られる。しか
しながら（Ｄ）法と（ト）法とを比較すれば、（ト）法
の場合前述のように８５０℃近辺の長時間焼鈍を付加し
たにもかかわらず、（Ｄ）法と比較しての磁気特性の向
上はわずかである。このことは、この発明の方法におい
ては、最終ＶＪＩＪ鈍の際の８５０℃近辺の長時間保持
を省略しても所期の優れた磁気特性が得られることを意
味し、したがってこの発明の方法を実施するにあたって
は帰終・；↓ス鈍の際の８５０℃近辺の長時間保持を省
略することによって大幅な電力コスト低減が可能となる
。 以上のように、中間９．ｅｉ鈍陵最終冷間圧婢前の鋼板
の結晶粒内に１（）０〜５００Ｘの範囲の超１）々小戻
化物を均一かつ多；捷に析出させ、最終〆分間圧延の圧
下率を５０〜７５チの小ｉｘ囲で施して最終板厚となし
、かつ脱炭焼鈍を施す除の昇温過程で６００〜・７００
“Ｃの温度範囲を１ （１０〜４００”Ｑ／ｉｎｉ ｎ
の昇温速度とすることによって、最終焼鈍で８５０℃近
辺の長時間保持を心安とせずに優れた磁気特性を有する
一方向性珪素鋼板が得られることが明らかとなったので
ある。このように最終・焼鈍で８５０“Ｃ近辺での長時
間保持を行なわなくても優れた磁気特性が得られる理由
は、最終焼鈍前の脱炭焼鈍板において既にゴス方位強度
が著しく高くなっているためと思われる。すなわち第６
図の実験における各法（４）〜（Ｄ）について、最終焼
鈍前の脱炭焼鈍板の表層のゴス方位強度を調べたところ
、第７図に示す結果が得られた。第７図から、従来法（
Ａ）と比べて従来の改良法（Ｂ） 、 （Ｃ）は約１３
倍程度のゴス方位強度を示し、さらに本発明法（Ｄ）に
おいては従来法囚の約１．６倍程度という著しく強いゴ
ス方位強度を示していることが明らかである。 このように脱炭焼鈍板におけるゴス方ｆｉｇ強度が増す
理由は次のように考えられる。すなわち、前述した如く
最終冷間圧延前に超微小炭化物を均一に析出・分散させ
ることが、冷間圧延時において初期結晶方位に依存した
内部歪蓄積量の差異を拡大する役割を果たし、続く脱炭
焼鈍の昇温速度を規制することによシ、冷間圧延後の結
晶内部蓄積歪量が多い（１１０）［００１）方位とその
近傍の結晶方位を有する結晶粒はど初期に優先的に再結
晶を開始し、その結果よシ強いゴス方位を持つ１次再結
晶組織が形成されるものと推定される。 この発明においで１史用される素材は、前述の如（ＣＯ
，０２〜 ０．１ ０ ％、 Ｓｉ ２．５
〜４．０ ％ 、 Ｍｎ０１（１３〜０．１５％
、Ｓ 、 Ｓｅのいずれかｌ ｉ４ｉ ６たけ２種を合
計量で０．００８〜００８０φ含有し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなるものであるＯ以下にこのような
累月各成分の限定理由を説１（Ｑ −ｆる。 Ｃはこの発明の方法において目的とする？＋ｎ ｖｙ
／Ｊ＼炭化物利用による集合組織改善のｉｂ来を元部さ
せるための必須成分であり、０．０２％未満では超微小
炭化物の充分な析出量が確保されず、一方（１，１０％
を越えれば最終焼鈍０Ｓ１の脱炭が著しく困難となり、
長時間の脱炭焼鈍が必要となって経済性が低下し、これ
らの理由から００２〜０．１０ ％の範囲内に限定した
。 Ｓｉは比抵抗を高めて鉄損を低減させるために必要な元
素であシ、２．５−未満では充分に低い鉄損値が得られ
ないのみならず、最終焼鈍の際に３−板の一部がα−ｒ
変態して結晶方位を乱すようになシ、一方４．０％を越
えれば著しく脆くなって冷間加工性が劣化し、通常の工
業的圧延が回部となるから、２．５〜４．０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次結晶粒の成長を制御し
、（１１０）（００１）方位の２次再結晶粒を先鋭に発
達させるに必要な元素であるが、 Ｍｎ０．０３〜０．
１５％、Ｓ 、 Ｓｅのいずれか１種または２種を合計
量で０１００８〜０．０８チの範囲を逸脱して過不足す
れば、２次再結晶が不安定となυ、目的とする優れた磁
気特性が得られなくなるから、これらの範囲に限定した
。 この発明の方法が適用される珪素鋼Ｊ？、相は、上述の
各成分のほかは実質的にＦｅおよび不可避的不純物よシ
なるものであれば良いが、さらに必要に応じて粒界偏析
型元素、例えばｓｂ 、 Ａｓ 、 Ｂｉ 。 Ｓｎ 、 Ｐｂ 、 Ｔｅ等を単独または複合して添加
し、インヒビターの効果を補強しても良い。但しこれら
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
悪影響を及ぼすものではない。なおこれらのうちでも単
にｓｂはインヒビターの効果補強に有効であり、Ｓおよ
び／またはＳｅと併せてｓｂを添加する場合、Ｓ 、
Ｓｅのいずれか１種およびｓｂの合計量を（１，ＯＯ８
〜００８チの範囲内とすることが望ましい。 上述のような成分の珪素鋼水利について施すこの発明の
方法の各工程について、ここまでに述べていない工程を
中心として、工８１１Ｆｉに具１本管９に６見明する。 先ず従来公知の造塊−分塊法あるいはス％ｆ０寿造法に
よって前記組成のスラブを得る。次いでこのスラブをｌ
２５０τ；程度以上の高温に加熱し、従来公知の熱間
圧延を施して板厚１２〜５ ｒｕｍ程１灰の熱延鋼板を
得る。この熱間圧延工程では、インヒビターＭｎＳ 、
ＭｎＳｃの微細析出物をイ！）るたν）に、前記スラ
ブ加熱温度はＭｎ 、 Ｓ 、 Ｓｅが充分に解り准ｉ
配溶されるよう、これらの成分富有ｍｌ°番Ｃλ６じて
】商切に設定すべきであり、また熱延方法を適１１遣５
鴬択してインヒビターの微細析出を必要充分に促進する
ことが肝要である。 次いで必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、Ｃ１掟洗し
、中間焼鈍を挾む２回の冷間圧延を施し、最終板厚に仕
上げる。ここで中間焼鈍は第１回冷延後の冷延組織を再
結晶させ、結晶組織の均一化を促し、併せて鋼中にＣを
充分に固溶させる目的で施す。したがって中間焼鈍温度
は７５０℃以上が必要であるが、１１００℃を越えれば
インヒビター ＭｎＳ 、 ＭｎＳｅの微細析出物が粗
大化してインヒビターによる抑制効果が低下するから、
７５０〜１１００℃の温度範囲に限定する必要がある。 なお中間焼鈍後の冷却を適切に制御して結晶粒内析出炭
化物を１００〜５００Ｘの範囲内に制御すること、およ
び最終冷間圧延の圧下率を５０〜７５チの範囲内とする
ことは前述の通りである。 上述のようにして最終冷間圧延が施された冷延鋼板に対
しては、脱炭焼鈍を施す。この脱炭焼鈍の昇温過程にお
いてはその６００〜７００℃の温度範囲の昇温速度を前
述の如く１００〜４００’Ｑ／ｒｎｉ ｎに制御する。 また脱炭焼鈍は、通常は湿水素または湿水素・窒素混合
界囲気中で７５０〜８５０℃程度の温度範囲に２〜５分
間程度保持し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取り、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、
優れた磁気特性を有する製品を得るために従来は特公昭
５１−１３４６９号公報に提案されている如く８２０〜
９００℃の温度範囲で２次再結晶粒を充分に発達させる
だめの３０〜６０時間程度の長時間保持を行った後、１
００（じＣ程度以上の高温焼鈍を実施していたが、この
発明の方法においては前述の如く８２０〜９ （１０“
Ｃ程度の温度範囲における長時間保持を行なわずに、直
ちに１０００℃程度以上の高温に昇温しで、高温焼鈍の
みを行うことができる。この高温焼鈍は、鋼中のＳ 、
Ｓｅ 、 Ｎ等の不純物元素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だ
めのものであり、望ましくは１０５０〜１２５０℃の温
度範囲内で数時間程度保持すれば良い。なお最終焼鈍に
おける雰囲気は、高温焼鈍のときは不純物の除去を促す
ため水素雰囲気とする必要があり、それ以外の低温のと
きは水素、窒素、アルゴンガスのいずれの雰囲気でも良
い。 以下にこの発明の実施例を記す。 実施例Ｉ Ｃ０，０５０％、Ｓｉ３．２３％、Ｍｎ （１，０７％
、ＳｅＯ，０２５％、およびＳｂＯ，０２２％を含有し
、残部実質的に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ょシ板厚２．５ ＋＋＋ｍの
熱延鋼板に仕上げ、これを９００’ＣＸＳ分間焼鈍した
後、酸洗して第１回冷間圧延により０．７０ ｒｎ＋の
中間板厚となした。次いで９２５℃×３分間の中回り尭
・鈍を行ない、続く冷却過程を、７７０〜１００’Ｃの
間の冷却所要時間が２０秒または４０秒となるように冷
却し、直ちに２００℃にで０〜５０秒の時効処理を施し
た。続いて圧下率５７チの最終冷間圧延によシ板厚０．
３０１１１７！に仕上げた。この冷延鋼板を脱脂後、次
の囚、（Ｂ）の２方法に分けて処理して一方向性珪素中
板の製品を得た。 （４）直ちに８２０℃に直上げ（昇温速度１５００’Ｑ
／ｍｉｎ ） して湿水素中で８２０’ＣＸａ分間の脱
炭焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を塗布した後、最終焼
鈍として８６０℃×４０時間の２次再結晶を充分に成長
させるための焼鈍と１２００℃×１５時間の高温焼鈍を
施した。 （１１） 脱炭焼鈍の昇温過程で６００〜７（）０℃
の温度範囲を３０ （１’Ｃ／ｍｉｎの昇温速度とし、
それ以外の温度範囲を１５００°Ｃ７ηｉｎの昇温速度
として８２０℃まで昇温し、湿水素中で１３分間の脱炭
焼鈍を行った。次いで’１’／ｊ鈍分ｊ唯剤をイ々布し
た後、直ちに１２００℃に契温して１５時間の最終１．
Ｉ’ｌ、鈍を施しだ。 以上の実施例１により得られた製品の磁気特性、および
中間焼鈍後１．ｆｔ）Ｐ：冷間圧延前の１１間板におけ
る結晶粒内炭化物析出サイズを調べた結果を第１表に示
す。 第１表から、この発明の方法によれば、この発明の条件
範囲を外れる比較例の場合と比較して、充分に高い磁束
密度と、充分に低い：ｍｊ３５ｔＡ値とを有する優れた
磁気特性の一方向性珪素鋼板の製品が、最終焼鈍での８
５０℃近辺での長時間作持を要さずに得られることが明
らかである。 実施例２ ＣＯ，（１５４％、Ｓｉ３．２５％、Ｍｎ ０．０６
％、Ｓｅ０．０２３’ｌ、およびＳｂ ０．０２ （１
％を含有し、残部実質的にＦｅおよび不可避的不純物よ
りなる珪素鋼素材（通常の熱間圧延を施した後、その熱
延鋼板に９５０℃×２分間の焼鈍を施し、酸洗降温１回
の冷間圧延により中間板厚１．０順となした。 次いで１０００℃×２分間の中間焼鈍を施し、その冷却
過稈における７７０〜３００℃間の冷却所要時間を１５
秒または６０秒に制御し、続く３００〜１５０℃間の冷
却所要時間を１５秒または５０秒に制御して冷却した。 次いで圧下率７０条の最終冷間圧延により板厚０．３０
ｇに仕上げた。 その最終冷延鋼板を脱脂後、前記実施例１に記載されて
いる（４）法、（Ｂ）法と各々同じ条件で脱炭焼鈍およ
び仕上焼鈍を行ない、一方向性珪素鋼板の製品を得た。 以上の実施例２によシ得られた製品の磁気特性、および
最終冷間圧延前の結晶粒内炭化物平均析出サイズを調べ
た結果を第２表に示す。 第２表からも、この発明の方法によれば、この発明の条
件範囲を外れる比較例の場合と比較して、充分に高い磁
束密度と充分に低い鉄損値を有する製品が得られること
が明らかであり、また最終焼鈍において従来行っていた
８ ５０ ”Ｃ近辺での長時間保持を要さずに浸れた磁
気特性が得られることが明らかである。 以上詳細に説明したように、この発明の方法によれば、
冷間圧延工程の中間焼鈍後の鋼板の結晶粒内炭化物の大
きさを制御し、併せて脱炭焼鈍における昇温過程を適切
に制御することによって、充分に高い磁束密度と充分に
低い鉄損値を有する磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板
を工業的規模で低コストかつ安定して製造することがで
き、特に従来最終焼鈍において実施していた８５０“Ｃ
近辺での長時間焼鈍を省略できるようになったため、電
力費削減によるコスト低減に大きな効果を得ることがで
きる。
第１図は一方向性珪素鋼板の製造過程において中間焼鈍
後急冷し時効処理を施しだ場合の時効処理時間と製品の
８１１１値および最終冷間圧１ｊＴｐ ｊ争の炭化物析
出サイズとの関係を示す相関図、第２図（Ａ） 、 （
１３）は最終冷間圧延前の炭化物析出状態を示す倍率１
万倍の１１＋、子３ｐｔＨ微鏡写真であって、（Ａ）は
この発明の方法にしだがって中間Ｉ焼鈍後急冷し時効処
理を施しだ試料の組織、（Ｂ）は従来方法にしたがって
中間焼鈍後標準冷却した場合の組織をそれぞれ示す写真
、 第３図（Ａ） 、 （ｎ）は第２図（Ａ） 、 （Ｂ）
に対応する試、叫の脱炭焼鈍後最終焼鈍前の１次阿結晶
イリ合組織を示す（２００）極点１￥１１ 第４図は中間焼鈍彷の冷却過程を７００〜３０ （１℃
間は急冷し、３００〜１５０℃間の冷却所要時間を変化
させた場合のその冷却所収時間と製品のＢ１０値および
最終冷間圧延ＭｉＪの炭化物析出サイズとの関係を示す
相関図、 第５図は脱炭焼鈍の昇温過程における所定湯度範囲内の
昇温速度を種々変化させた場合の昇温速度と製品の磁気
特性との関係を示す相関図、第６図は多種類の試料につ
いて従来方法囚、２種の従来改良方法（Ｂ） 、 （Ｃ
）、２ ｍの本発明方法（ロ）、（１０にしたがって処
理した場合に得られた製品の磁気特性分布を示すヒスト
グラム、 第７図は第６図の各方法（４）、 （Ｂ） 、 （Ｃ）
、 （Ｄ）で処理した際の脱炭焼鈍後、峡終焼鈍前の
鋼板の表面層のゴス方位強度を示す図である。 出願人 川崎製鉄株式会社 代理人 弁理士豊田武久 （疎か１名） １２ 第１図 第２図 第３図 第４図 〕 、−＊ｕｐｔｒＪＰ−ｑ間 （３ｏ○〜１５０°ｃＪ（
ｐｒ＞第５図 （Ａ） Ｉｔ、 ｉヨミ：： 第６（図 ４矢狽Ｗｌ：ＡＯ（ツくｑ） 石諷求
炸ＡＥ ＢＩＯ（Ｔ）第７図 （従禾斌） （艷束め改良＞Ａ） （本発明漁）１２
２−
後急冷し時効処理を施しだ場合の時効処理時間と製品の
８１１１値および最終冷間圧１ｊＴｐ ｊ争の炭化物析
出サイズとの関係を示す相関図、第２図（Ａ） 、 （
１３）は最終冷間圧延前の炭化物析出状態を示す倍率１
万倍の１１＋、子３ｐｔＨ微鏡写真であって、（Ａ）は
この発明の方法にしだがって中間Ｉ焼鈍後急冷し時効処
理を施しだ試料の組織、（Ｂ）は従来方法にしたがって
中間焼鈍後標準冷却した場合の組織をそれぞれ示す写真
、 第３図（Ａ） 、 （ｎ）は第２図（Ａ） 、 （Ｂ）
に対応する試、叫の脱炭焼鈍後最終焼鈍前の１次阿結晶
イリ合組織を示す（２００）極点１￥１１ 第４図は中間焼鈍彷の冷却過程を７００〜３０ （１℃
間は急冷し、３００〜１５０℃間の冷却所要時間を変化
させた場合のその冷却所収時間と製品のＢ１０値および
最終冷間圧延ＭｉＪの炭化物析出サイズとの関係を示す
相関図、 第５図は脱炭焼鈍の昇温過程における所定湯度範囲内の
昇温速度を種々変化させた場合の昇温速度と製品の磁気
特性との関係を示す相関図、第６図は多種類の試料につ
いて従来方法囚、２種の従来改良方法（Ｂ） 、 （Ｃ
）、２ ｍの本発明方法（ロ）、（１０にしたがって処
理した場合に得られた製品の磁気特性分布を示すヒスト
グラム、 第７図は第６図の各方法（４）、 （Ｂ） 、 （Ｃ）
、 （Ｄ）で処理した際の脱炭焼鈍後、峡終焼鈍前の
鋼板の表面層のゴス方位強度を示す図である。 出願人 川崎製鉄株式会社 代理人 弁理士豊田武久 （疎か１名） １２ 第１図 第２図 第３図 第４図 〕 、−＊ｕｐｔｒＪＰ−ｑ間 （３ｏ○〜１５０°ｃＪ（
ｐｒ＞第５図 （Ａ） Ｉｔ、 ｉヨミ：： 第６（図 ４矢狽Ｗｌ：ＡＯ（ツくｑ） 石諷求
炸ＡＥ ＢＩＯ（Ｔ）第７図 （従禾斌） （艷束め改良＞Ａ） （本発明漁）１２
２−
Claims (3)
- （１）Ｃ０，０２〜０．１０チ（重量係、以下同じ）、
Ｓｉ ２．５〜４．０ ’％、Ｍｎ ０．０３〜０．１
５ ％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〜ｏ、ｏｓｏチ含有し
、残（’Ｓｔ（実質的にＦｅからなる珪素鋼素材を熱間
圧延し、次いで７５０〜１１００℃の温度範囲での中間
暁鐘を挾む２回の冷間圧延を最終冷間圧延率５０〜７５
係の範囲内で施して所定の最終板厚に仕−にげ、さらに
その冷延鋼板に対し脱炭焼鈍および最終焼鈍を施す一連
の一方向性珪素鋼板の製造方法において、前記中間焼鈍
後に鋼板の結晶粒内炭化物を１００〜５００Ｘの範囲内
の大きさの微小な分散析出状態に制御した後、最終冷間
圧延を施し、かつまた脱炭焼鈍の昇温過程における６０
０〜７（）０℃の温度範囲内を１００〜４００ ’Ｃ／
１ｎｉｎの昇温速度に制御して、７００℃到達時の銅板
再結晶率を１０〜５０％に制御することを特徴とする特
許性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法。 - （２）特許請求の範囲第１項記載の製造方法において、
前記中間焼鈍後の冷却過程における７７０〜１００℃間
の温度範囲を２３０秒以内で頴、冷し、直ちに１５０〜
２ ５ （１ ’Ｃの温度において２〜６０秒間の時効
処理を施すことにより鋼板の結晶粒内炭化物を大きさ１
００〜５００ｘの範囲内の（’＋１小かつ充分に分散し
た析出状態に制御した後、最終冷延を施すことを特徴と
する磁気特性の倚−れた一方向性珪素鋼板の製造方法。 - （３）特許請求の範囲第１項記載の製造方法において、
前記中間・１尭鈍後の冷却過程における７７（）℃〜３
００℃間の温度の，囲を２０秒間以内で急冷し、次いで
３００〜１５０℃間の温度範囲を８〜３０秒間で冷却す
ることによ＃）銅板の結晶粒内炭化物を大きさ１００〜
５００Ｘの愈囲内の微小かつ充分に分散した析出状態に
制御した後、最終冷延を施すことを特徴とする磁気特性
の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15365982A JPS5943818A (ja) | 1982-09-03 | 1982-09-03 | 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15365982A JPS5943818A (ja) | 1982-09-03 | 1982-09-03 | 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5943818A true JPS5943818A (ja) | 1984-03-12 |
| JPH029089B2 JPH029089B2 (ja) | 1990-02-28 |
Family
ID=15567368
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15365982A Granted JPS5943818A (ja) | 1982-09-03 | 1982-09-03 | 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5943818A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013024772A1 (ja) * | 2011-08-12 | 2013-02-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5277817A (en) * | 1975-12-24 | 1977-06-30 | Kawasaki Steel Co | Production of mono anisotropic magnetic steel sheets |
| JPS5435117A (en) * | 1977-08-25 | 1979-03-15 | Kawasaki Steel Co | Method of making oneedirectional silicon steel sheets and bands |
-
1982
- 1982-09-03 JP JP15365982A patent/JPS5943818A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5277817A (en) * | 1975-12-24 | 1977-06-30 | Kawasaki Steel Co | Production of mono anisotropic magnetic steel sheets |
| JPS5435117A (en) * | 1977-08-25 | 1979-03-15 | Kawasaki Steel Co | Method of making oneedirectional silicon steel sheets and bands |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013024772A1 (ja) * | 2011-08-12 | 2013-02-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2013057118A (ja) * | 2011-08-12 | 2013-03-28 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US9640320B2 (en) | 2011-08-12 | 2017-05-02 | Jfe Steel Corporation | Method of producing grain-oriented electrical steel sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH029089B2 (ja) | 1990-02-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5800633A (en) | Method for making high magnetic density, low iron loss, grain oriented electromagnetic steel sheet | |
| JP4402961B2 (ja) | 皮膜密着性の極めて優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| CN111417737A (zh) | 低铁损取向性电磁钢板及其制造方法 | |
| JPH0241565B2 (ja) | ||
| CN114616353A (zh) | 无方向性电磁钢板 | |
| CN117355622A (zh) | 取向性电磁钢板的制造方法 | |
| JPS5813606B2 (ja) | ジキトクセイノ キワメテ スグレタ イツホウコウセイケイソコウタイバンノ セイゾウホウホウ | |
| US5415703A (en) | Very thin electrical steel strip having low core loss and high magnetic flux density and a process for producing the same | |
| JP3392664B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP6947147B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| WO2024095665A1 (ja) | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JPH08295937A (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| CN113166882A (zh) | 取向电工钢板及其制造方法 | |
| JP7463976B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH02263923A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH029089B2 (ja) | ||
| JPH066747B2 (ja) | 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JPH01309924A (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPS63259024A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JPH01201425A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| WO2023129259A1 (en) | Improved method for the production of high permeability grain oriented electrical steel containing chromium | |
| JP4075088B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0222422A (ja) | 磁気特性に優れた一方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPS60138014A (ja) | 無方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| CN120344697A (zh) | 取向电工钢板及其制造方法 |