JP2001181738A - 磁気特性に優れる二方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ｛１００｝＜００１＞集合組織の集積度が高
く、かつ安定して得ることができる磁気特性の優れた二
方向性珪素鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０２０〜０．２０％、ＳｉとＭ
ｎが（Ｓｉ＋０．５Ｍｎ）≦５．０と（Ｓｉ−０．５Ｍ
ｎ）≧１．５の関係式を満たす鋼の熱間圧延工程、冷間
圧延工程、および、脱炭促進物質もしくは脱炭促進物質
と脱Ｍｎ促進物質を含有する焼鈍分離材を鋼板間に介在
させて焼鈍する工程を有する二方向性珪素鋼板の製造方
法において、熱間圧延工程における仕上圧延を鋼のＡ１
点以下で終了し、冷間圧延工程は少なくとも１回の中間
焼鈍を含むものとする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁気特性に優れた
二方向性珪素鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来より電動機、発電機、変圧器などの
磁心材料には珪素鋼板（電磁鋼板）が用いられている。
この珪素鋼板には、交流磁界中で磁気的なエネルギー損
失が少なく、実用的な磁界中での磁束密度が高いという
磁気特性が求められている。これらの特性を高めるに
は、鋼の電気抵抗を高め、磁化容易方向である立方晶の
＜００１＞軸を磁化方向に集積させることが有効とされ
ている。

【０００３】図１は珪素鋼板の結晶集合組織の模式図で
あり、図１（ａ）は｛１１０｝面が板面に平行で、＜０
０１＞軸が圧延方向に集積した組織の模式図であり、図
（ｂ）は｛１００｝面が板面に平行で、圧延方向と幅方
向に＜００１＞軸が集積した組織の模式図である。

【０００４】図１（ａ）の｛１１０｝＜００１＞集合組
織を有する鋼板は巻鉄心を用いる変圧器の鉄心のよう
に、圧延方向のみに磁束が流れる用途に適する。このよ
うな集合組織を持つ珪素鋼板は一方向性珪素鋼板と称さ
れる。

【０００５】図１（ｂ）の｛１００｝＜００１＞集合組
織を有する珪素鋼板は圧延方向と板幅方向の二方向に同
様に優れた磁気特性を示すため巻き鉄心を用いたトラン
スに加え、積み鉄心を用いたトランスのように圧延方向
と板幅方向に磁束が流れる用途や回転機の鉄心にも好適
である。このような｛１００｝＜００１＞集合組織を持
つ珪素鋼板は二方向性珪素鋼板と称される。

【０００６】二方向性珪素鋼板を製造する方法として、
最近、脱炭、もしくは脱炭と脱Ｍｎを生じさせる高温焼
鈍を利用した製造方法が開示されている。

【０００７】特開平９−２０９６６号公報には、Ｓｉ：
０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０３〜２．５％を含有
し、板面に平行な方向の｛１００｝面方位が方向配向性
のないものの１０倍以上の集合組織を有し、Ｍｎ濃度が
板厚の表面に向かって特定の割合で減少する脱Ｍｎ層を
有する無方向性または二方向性電磁鋼板が開示されてい
る。

【０００８】上記公報では、Ｃを０．０１〜１．０％含
有し、ＳｉとＭｎを上記範囲で含有する熱間圧延鋼板を
冷間圧延した後、脱炭促進材または脱炭促進材と脱Ｍｎ
促進材を混合した焼鈍分離材を鋼板間に挟み、コイル状
または積層状態にして焼鈍するものである。上記公報で
は、二方向性電磁鋼板は、上記製造過程における冷間圧
延を、中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延とすることに
より得られることが開示されている。

【０００９】ＷＯ９８／２０１７９号公報には、Ｃを
０．０２〜０．２％含有し、ＳｉとＭｎの含有量が特定
の関係式を満足する鋼を熱間圧延および冷間圧延する工
程において、冷間圧延途中に７５０℃以上で、かつ急速
加熱で焼鈍をおこない、得られた鋼板を焼鈍分離材を用
いて減圧下で焼鈍をおこなう二方向性電磁鋼板の製造方
法が開示されている。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明者らの研究によ
れば、上述のような従来方法では｛１００｝＜００１＞
集合組織の発達が必ずしも十分ではなく、磁気特性に優
れた二方向性珪素鋼板を得られない場合があることが判
明した。

【００１１】本発明の目的は上記の問題点を解決し、
｛１００｝＜００１＞集合組織の集積度が高く、かつ安
定して得ることができる磁気特性の優れた二方向性珪素
鋼板の製造方法を提供することにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、Ｃを０．
０２０〜０．２０質量％含有し、ＳｉとＭｎの含有量が
質量％で（Ｓｉ＋０．５Ｍｎ）≦５．０、（Ｓｉ−０．
５Ｍｎ）≧１．５なる関係を満足する鋼を用いて二方向
性電磁鋼板を製造する際の、集合組織の発達に対する製
造条件の影響を種々研究した。その結果、素材鋼を熱間
圧延し、冷間圧延し、その後脱炭促進物質を含有する焼
鈍分離材もしくは脱炭促進物質と脱Ｍｎ促進物質を含有
する焼鈍分離材を用いて最終焼鈍する製造工程におい
て、熱間圧延の仕上温度をＡ１点以下とすることで、最
終焼鈍時のα相の再結晶時に顕著に｛１００｝＜００１
＞方位成長核の密度を増加させることができることを見
出した。

【００１３】この理由は定かではないが、以下のように
推測される。上述の化学組成を有する鋼のＡ１変態点
（以下、「Ａ１点」とも記す）は７００〜７５０℃の温
度範囲にあり、その結晶組織はＡ１点以上の領域ではα
−フェライト（以下、「α相」とも記す）とオーステナ
イト（以下、「γ相」とも記す）が混在した２相混合組
織となり、より高温域ではγ単相組織となる。

【００１４】熱間圧延工程でのスラブ加熱は１０００〜
１３００℃の温度域でおこなわれるのが一般的である。
γ相の比率はこの温度域では数十％以上となり、１２０
０℃近傍で最も大きくなる。ＣやＭｎを多く含有する鋼
は熱平衡状態になれば上記温度域でもγ単相となるが、
スラブ加熱の一般的な条件である５時間程度以下の加熱
時間では熱平衡状態には達せず、１２００℃近傍であっ
ても数十％以上のγ相を含む（α＋γ）２相共存状態が
実現される。

【００１５】スラブをこのような２相共存状態に加熱し
た後に熱間圧延すると、熱間圧延によりα相とγ相は加
工された後に再結晶や回復現象を生じ、微細かつ伸展し
た結晶組織となる。熱間圧延中の温度低下に伴いγ相は
α相へと徐々に変態する。鋼板温度がＡ１点以下に達す
るとα相の粒界に残存するγ相は、冷却速度に応じて、
パーライト、炭素が過飽和に濃化したベイナイト、マル
テンサイト状の析出物などに変態する。ごく一部は室温
までγ相のまま残留する場合もある。

【００１６】仕上温度をＡ１点以下とすると、加工歪み
が残留したγ相からの変態やγ相からの変態生成物がさ
らに加工を受けることにより、微細なフェライト粒界に
微細な析出物が存在した組織となる。このため、例えば
熱間圧延後の冷却速度が比較的遅い場合には、フェライ
ト結晶粒と、結晶粒界に析出した炭素が濃化した微細析
出物を主体とした結晶組織を有する鋼板となる。

【００１７】室温ではフェライト結晶粒は比較的柔質で
あり、結晶粒界の析出物はα相に比べて硬質である。軟
質なフェライト結晶粒と、その周囲の硬質な析出物から
なる混合組織を冷間圧延すると、フェライト結晶粒の塑
性変形挙動が周囲の析出物の硬さや形態に大きく影響さ
れる。

【００１８】冷間圧延によって塑性変形を受けたα相は
最終焼鈍の初期過程に再結晶して、｛１００｝＜００１
＞方位の成長核を生みだすが、この成長核が最終焼鈍の
中・後期に板の表面から内部へと成長して、最終的な二
方向性珪素鋼板の組織を形成する。

【００１９】従来のように熱間圧延時の仕上温度がＡ１
点を超える場合の熱間圧延後の結晶組織は粗いフェライ
ト粒と粒界上の大きいパーライトからなり、仕上温度が
Ａ１点以下の場合に得られる上述したような微細化され
た結晶組織は得られない。

【００２０】本発明はこれらの研究結果を基にして完成
されたものであり、その要旨は下記の磁気特性に優れる
二方向性珪素鋼板の製造方法にある。

【００２１】質量％でＣを０．０２０〜０．２０％含有
し、ＳｉとＭｎの含有量が質量％で（Ｓｉ＋０．５Ｍ
ｎ）≦５．０および（Ｓｉ−０．５Ｍｎ）≧１．５なる
関係式を満たす鋼を熱間圧延する熱間圧延工程、冷間圧
延する冷間圧延工程、および、脱炭促進物質を含有する
焼鈍分離材もしくは脱炭促進物質と脱Ｍｎ促進物質とを
含有する焼鈍分離材を鋼板間に介在させて最終焼鈍する
最終焼鈍工程を有する二方向性珪素鋼板の製造方法にお
いて、熱間圧延工程における仕上圧延を鋼のＡ１点以下
で終了し、冷間圧延工程は少なくとも１回の中間焼鈍を
含むものであることを特徴とする磁気特性に優れた二方
向性珪素鋼板の製造方法。

【００２２】

【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を詳細に述べ
る。なお、以下に記す％表示は質量％を意味する。

【００２３】（ａ）鋼の化学組成 Ｃ：本発明の製造方法では、最終焼鈍時に脱炭反応を利
用して鋼板の集合組織制御をおこなう。これに必要な脱
炭反応をおこなわせるために、最終焼鈍に供する鋼板の
Ｃ含有量は０．０２０％以上とする。好ましくは０．０
３０％以上、より好ましくは０．０４０％以上である。

【００２４】Ｃ含有量を過度に高くすると（α＋γ）二
相域温度の上限が低くなり、焼鈍温度の上限が低く制限
されるため、脱炭終了までの最終焼鈍時間が長くなり、
生産性を損なう。また、過度にＣ含有量が増すと鋼が脆
化し素材の圧延が困難になる。このような不都合を避け
るためにＣ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは
０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下であ
る。

【００２５】製品の磁気特性を劣化させないために、最
終焼鈍後のＣ含有量は少ない程よい。好ましくは０．０
０５％未満、より好ましくは０．００３％以下、さらに
好ましくは０．００２％以下である。

【００２６】ＳｉおよびＭｎ：ＳｉとＭｎにはいずれも
鋼の電気抵抗を高めて渦電流損失を低減する作用があ
る。また、ＳｉとＭｎは鋼の加工性や高温での相状態に
影響する。Ｓｉ含有量が増すと鋼の加工性を損ない、冷
間圧延が困難となる。ＭｎもＳｉ程ではないが鋼の加工
性を損なう作用がある。冷間圧延性を確保するためにＳ
ｉとＭｎは、式：Ｓｉ（％）＋０．５Ｍｎ（％）で計算
される値が５．０以下になる範囲で含有させる。好まし
くは前記式で計算される値が４．５以下となる範囲であ
る。

【００２７】本発明の製造方法での最終焼鈍は、最終焼
鈍工程初期の脱炭と脱Ｍｎ反応が生じる前段階は（α＋
γ）２相混合域もしくはγ相単相域でおこない、脱炭と
脱Ｍｎ後はα単相となる温度域で焼鈍する必要がある。
従って効率よく焼鈍するには、高温域においても鋼のα
相が安定していることが望ましい。

【００２８】Ｓｉは高温域でのα相を安定させる作用が
ある。他方Ｍｎはγ域を拡大しα相の安定性を低下させ
る作用がある。α相の安定性に対するこれらの元素の作
用は式：Ｓｉ（％）−０．５Ｍｎ（％）で表すことがで
きる。本発明では、ＳｉとＭｎの含有量は、式：Ｓｉ
（％）−０．５Ｍｎ（％）で計算される値が１．５以上
となる範囲で含有させる。好ましくは１．８以上、より
好ましくは２．０以上となる範囲である。

【００２９】Ｍｎは必須元素ではないが、最終焼鈍にお
いて脱Ｍｎを生じさせることにより｛１００｝集合組織
の形成が促進される効果が得られるため含有させるのが
好ましい。含有させる場合には好ましくはＭｎを上記２
つの式の範囲内で０．４％以上、より好ましくは０．６
％以上含有させる。

【００３０】Ａｌ：必須元素ではないが、鋳込み時の鋳
片の健全性を確保したり、ＮをＡｌＮなどの析出物とし
て固定し無害化する作用があるのでＡｌを含有させても
構わない。しかしながらＡｌ含有量が過度に増すと最終
焼鈍時に鋼板表面でＡｌが選択酸化され、これにより集
合組織の発達が阻害される。これを避けるためにＡｌを
含有させる場合でもその上限は０．１％以下とするのが
よい。より好ましくは０．０１％以下である。

【００３１】Ｃｒ、Ｃｏ：必須元素ではないが、これら
の元素はα−フェライト中に固溶し、鋼の電気抵抗を高
める作用があり、このような効果を得るために含有させ
ても構わない。しかしながらＣｏは高価であるうえ、過
度に含有させると磁歪が増すので含有させる場合でも
１．０％以下とするのがよい。Ｃｒは炭化物を生成する
強い傾向を持ち、最終焼鈍での脱炭を遅延させる作用が
あるので含有させる場合でも０．５０％以下とするのが
好ましい。

【００３２】Ｓ、Ｓｂ：これらの元素は必須元素ではな
いが、最終焼鈍時に鋼板表面の｛１００｝面の表面エネ
ルギーを低下させ、｛１００｝＜００１＞方位粒の成長
を促進する作用があるので含有させても構わない。しか
しながらこれらの元素の含有量が過度に増すと磁気特性
の劣化や鋼が脆くなり加工性が損なわれるので、これら
の不都合を避けるために含有させる場合でもそれぞれ
０．０３％以下とするのがよい。上記以外はＦｅおよび
不可避的不純物である。

【００３３】（ｂ）圧延方法 本発明の製造方法では、上記の化学組成を有する鋼を熱
間圧延する工程、冷間圧延する工程、および、脱炭促進
物質もしくは脱炭促進物質と脱Ｍｎ促進物質を含有する
焼鈍分離材をコイル状もしくは積層状にした鋼板間に介
在させて焼鈍する最終焼鈍工程を有する。

【００３４】熱間圧延に供する鋼片の製造方法は特に限
定しない。該鋼片は溶鋼を鋳造して得られる鋳塊、連続
鋳造して得られるスラブ、あるいはストリップキャステ
ィングによる薄鋳片など、公知のものを用いることがで
きる。生産性が優れる連続鋳造スラブやストリップキャ
スティングによる薄鋳片を用いることが好ましい。

【００３５】熱間圧延：熱間圧延時の鋼片はＡ１点以上
の温度を有していればよい。従って鋼片の熱間圧延前の
加熱は必須ではない。鋼片の温度は、圧延抵抗を低くす
るために９００℃以上の温度が好ましい。鋼片の加熱温
度は、酸化減量を抑制し、結晶組織の過度な粗大化を防
止するために１４００℃以下とするのがよい。

【００３６】熱間圧延は、冷間圧延後の最終焼鈍過程で
α相の再結晶により生成される｛１００｝＜００１＞方
位成長核の密度を増加させ、十分に｛１００｝＜００１
＞集合組織を発達させるため、熱間圧延終了温度である
仕上温度はＡ１点以下とする。Ａ１点はγ相がα相とセ
メンタイトとの２相に分解する温度であり、仕上温度を
Ａ１点以下とすることにより、α相結晶組織が微細にな
るとともにα結晶粒界上の析出物も微細になるという効
果が得られる。

【００３７】なお、特開平９−２０９６６号公報には鋼
の熱間圧延条件が開示されておらず、Ｗ０９８／２０１
７９号公報には、７５０〜１１００℃の範囲でα相＋γ
相の二相となる鋼を用い、通常の熱間圧延をおこなえば
熱間圧延の後段での圧延温度がこの二相域温度となるこ
とが記載されているが、これは本発明の規定する上記条
件とは全く異なるものであることは明らかである。

【００３８】仕上温度の下限は特に限定しないが圧延抵
抗を過度に大きくしないために３００℃以上とするのが
好ましい。なお、本発明の鋼種ではＡ１点は７３０℃近
傍である。上記以外の熱間圧延条件は特に限定する必要
はなく、公知の条件でおこなって構わない。熱間圧延鋼
板の厚さは特に限定するものではないが、５ｍｍ以下１
ｍｍ以上が好ましい。熱間圧延後、冷間圧延に供する前
に、熱間圧延鋼板に焼鈍を施しても構わない。

【００３９】冷間圧延：冷間圧延工程は、最終の脱Ｍｎ
脱炭焼鈍時に｛１００｝＜００１＞集合組織を十分に発
達させるための組織の微細化と表面平坦度を確保するた
め、および鉄心材料として十分な板厚精度を確保するた
めに、熱間圧延鋼板には中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧
延を施す。

【００４０】熱間圧延鋼板の厚さが２．０〜４．０ｍｍ
であり、最終製品の厚さが電磁鋼板の標準板厚である
０．２〜０．５ｍｍのときは、１回の中間焼鈍を挟んだ
二回の冷間圧延で最終製品の厚さに圧延するのが、組織
形成と生産効率の点から好適である。熱間圧延板がより
厚い場合や最終製品がより薄い場合には、複数回の中間
焼鈍を挟んだ３回以上の冷間圧延で最終製品の厚さに圧
延するのが好適である。

【００４１】中間焼鈍温度は再結晶が生じる温度以上で
あればよい。最終焼鈍での｛１００｝＜００１＞方位形
成を容易にするため、好ましくは８００℃以上、より好
ましくは９００℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限
定しないが、焼鈍設備コストが高騰するため１２５０℃
以下が好ましい。炉コスト、生産効率、組織形成の点か
ら、９００から１１５０℃が最も好適な温度域である。
中間焼鈍の保持時間は焼鈍温度が高くなるほど短時間で
良く、例えば１０００℃では１０秒から５分程度で十分
である。

【００４２】鋼板内の磁気特性を均質化するために、最
終焼鈍に供する鋼板には１０００℃以下での予備焼鈍を
最終焼鈍前に施しても構わない。

【００４３】（ｃ）最終焼鈍 冷間圧延した鋼板は、脱炭を促進する物質、もしくは脱
炭と脱Ｍｎの両方を促進する物質を含有する焼鈍分離材
を鋼板間に介在させて焼鈍する。これは鋼板が鋼帯であ
る場合にはこれらをコイル状に巻き取り、鋼板が切り板
である場合はこれらを積層状態にして焼鈍するのがよ
い。

【００４４】この焼鈍により、鋼板からの脱炭、もしく
は脱炭と脱Ｍｎの両方を生じさせ、その過程で発生する
γ→α変態によって板面と平行に｛１００｝面を高密度
に持つ集合組織を発達させると共に、炭素含有量を低下
させる。

【００４５】本発明の製造方法におけるγ→α変態は鋼
板表面から内部へと順次進行するが、本発明が規定する
焼鈍条件下では、｛１００｝面を板面と平行する結晶粒
の表面エネルギーが他の方位の結晶粒の表面エネルギー
よりも格段に低くなるため、｛１００｝面が板面と平行
な結晶粒が優先的に表面から内部へと成長し、板面と平
行に｛１００｝面を高密度に持つ集合組織が発達すると
考えられる。

【００４６】脱炭を促進させる物質として、例えば、Ｓ
ｉＯ₂ などのＳｉ酸化物を用いることができる。Ｓｉ酸
化物は室温で安定であるが、１０００℃程度の高温領域
では不安定になり、鋼中の炭素によって還元され、次式
のような反応が生じて鋼中の炭素はＣＯガスとなって積
層された板の間隙から排出され脱炭が進行する。還元に
よって生成したＳｉは鋼中に溶解する。 ＳｉＯ₂ ＋２Ｃ［鋼中］→ Ｓｉ［鋼中］＋２ＣＯ 上記の脱炭作用を有する物質には、他にＣｒ₂ Ｏ₃ 、Ｔ
ｉＯ₂ 、ＦｅＯ、ＭｎＯ、Ｖ₂ Ｏ₃ 、Ｖ₂ Ｏ₅ 、ＶＯな
ど、高温の適切な雰囲気下で比較的不安定にな酸化物、
すなわち、焼鈍温度で分解して酸素を発生する物質を用
いることができる。

【００４７】酸化物を脱炭促進材として使用する際に、
アルカリ金属の炭酸塩、ＣａＣＯ₃、ＮａＣＯ₃ 等の、
非常に不安定な酸化物の混入を避けるのが望ましい。こ
のような炭酸塩は、高温で多量の酸素を発生し、鋼板中
のＳｉやＭｎを酸化させることで、鋼板表面のエネルギ
ー状態を変化させ、ひいては｛１００｝面密度を低下さ
せる。

【００４８】これらの酸化物は、一種もしくは二種以上
混合して使用してもよい。また、脱炭反応速度の調整や
焼鈍後の鋼板からの剥離性を向上させるために、高温で
安定な無機物、例えばＡｌ₂Ｏ₃などの酸化物、ＢＮやＳ
ｉＣなどの安定な窒化物や炭化物を上記酸化物に混合し
ても構わない。

【００４９】最も好適である物質はＳｉＯ₂ を含む酸化
物である。この酸化物を脱炭促進材に使用すると上記の
反応式からわかるように、酸化物が還元され生成する物
質が元々鋼板中に添加されているＳｉであり、容易に鋼
中に溶解すると共に、溶解しても鋼板の磁気特性を阻害
しないばかりか電気抵抗を高め鉄損を低下させる役割を
果たす。

【００５０】またＳｉＯ₂ の還元を利用し脱炭を促進す
るときには、鋼中の元素の内最も酸化されやすいＳｉの
酸化物が還元される条件下にあり、したがって鋼板表面
の酸化が生じないので、上述の｛１００｝面を板面と平
行する結晶粒の表面エネルギーを低下させる意味からも
好適である。

【００５１】脱Ｍｎを促進させる物質として、例えば、
Ｔｉの酸化物（ＴｉＯ₂ ）がある。鋼板中のＭｎは、適
切な雰囲気条件下において板の表面から昇華し、これ
が、前述したように、板の表面近傍にＭｎの欠乏した層
（脱Ｍｎ層）を形成する。ＴｉＯ₂ は鋼板から昇華する
Ｍｎを吸収して複合酸化物（ＴｉＭｎＯ₃ ）を形成す
る。これにより鋼板表面のＭｎ蒸気圧が減少し、脱Ｍｎ
が促進されると考えられる。

【００５２】脱Ｍｎ促進物質としては、上記のように焼
鈍中に鋼板から昇華するＭｎを吸収する物質であり、脱
炭反応や、鋼板の表面エネルギー状態に悪影響を及ぼさ
ないものであれば良い。ＴｉＯ₂ 以外にＺｒＯ₂ やＴｉ
₂Ｏ₃を用いても構わない。特にＴｉＯ₂ は脱炭をも促進
する作用があり、ＴｉＯ₂ 単独でも脱炭と脱Ｍｎの双方
を促進することができるので好適である。

【００５３】焼鈍分離材としては、脱炭や脱Ｍｎを効率
的に生じさせるとともに、｛１００｝面の表面エネルギ
ーを低下させて｛１００｝＜００１＞集合組織の発達を
促進するために、ＳｉＯ₂ とＴｉＯ₂ を共に含むものが
好ましい。より好ましくは、最終焼鈍後の焼鈍分離材の
鋼板表面からの剥離性を改善するために、ＳｉＯ₂ とＴ
ｉＯ₂ に加えてＡｌ₂ Ｏ₃ を含有させる。

【００５４】上記焼鈍分離材の形態は任意であり、焼鈍
分離材構成物質を、例えば板状、粉末状、繊維状、繊維
をシート状にしたもの、これらの繊維やシートにさらに
粉末を混入させたものなどがある。最も望ましい形態は
繊維状または繊維をさらにシート状に加工したものであ
る。このような形態にすれば取り扱いが容易であるう
え、繊維間に多量の空隙があるので脱炭反応によって生
じた一酸化炭素の系外への排出やＭｎの昇華が容易にな
るという利点がある。

【００５５】｛１００｝面集積度を高めるために、焼鈍
雰囲気は水素ガス、不活性ガス、または両者の混合ガス
を主体とする雰囲気、さらには真空あるいは減圧雰囲気
が良い。好ましい減圧雰囲気の真空度は１３．３×１０
³ Ｐａ以下、なお好ましくは１３３Ｐａ以下である。真
空度が１３．３×１０³ Ｐａを超えると｛１００｝面密
度が低下する。

【００５６】保持温度は１３００℃以下が望ましい。１
３００℃を超える焼鈍温度は工業的に実現するのが困難
である。好ましいのは、｛１００｝面集積度を高めるた
めに、８５０℃以上の（α＋γ）２相共存温度域であ
る。

【００５７】焼鈍のための均熱保持時間は、３０分から
１００時間の範囲が良い。３０分未満では脱炭、脱Ｍｎ
が不十分となり、一方、１００時間を超えると生産性が
悪化する。

【００５８】表面コーティング：板を積層し使用する際
の板の間の電気的絶縁を確保するため、鋼板表面に絶縁
皮膜を塗布することが好ましい。絶縁皮膜の材質として
は公知のものが適用できる。例えば、リン酸塩系やクロ
ム酸塩系の溶液を鋼板に塗布し焼き付ける無機質系の絶
縁皮膜や、上記無機質系溶液にポリアクリルタイプエマ
ルジョン等の有機樹脂を混合したものを鋼板に塗布し焼
き付ける有機−無機混合皮膜が好適である。この表面コ
ーティングは最終焼鈍の後、焼鈍分離材を除去した後に
塗布し乾燥すればよい。

【００５９】製品板厚：本発明では結晶組織的な面から
製品板厚に上限を設ける必要はない。しかし、製品板厚
が厚いと最終焼鈍における脱炭に長時間を要し、渦電流
損失が増大するので５ｍｍ以下とするのが好ましい。よ
り好ましくは１．０ｍｍ以下、さらに好ましくは０．５
０ｍｍ以下である。板厚の下限は特に限定されず、冷間
圧延で製造可能な厚さであれば良い。

【００６０】

【実施例】（実施例１）表１の鋼番Ａに示す化学組成を
有する鋼塊を真空溶解によって作製し、鍛造したのち、
その表面を研削して厚さが４０ｍｍの鋼片を作製した。

【００６１】

【表１】

【００６２】鋼片のＡ１点は７４０℃であった。この鋼
片を１２００℃に加熱した後、仕上温度がＡ１点以下と
なるようにして熱間圧延し、厚さが２．６ｍｍの熱間圧
延鋼板を得た。また比較例として、ＷＯ９８／２０１７
９号公報で開示されている条件である仕上温度を（α＋
γ）二相域とする熱間圧延を施した鋼板も作製した。こ
れらの鋼板を酸洗して表面の酸化物を除去した後、厚さ
が０．６８ｍｍになるまで冷間圧延し、洗浄液を用いて
脱脂した後中間焼鈍を施した。中間焼鈍条件は、窒素ガ
ス中で１０℃／秒の加熱速度で１０５０℃まで加熱し、
３０秒間均熱した後、１０℃／秒の冷却速度で冷却する
ものとした。中間焼鈍後の鋼板に冷間圧延を施して厚さ
が０．３０ｍｍの冷間圧延鋼板とした。その後洗浄液を
用いて脱脂し、最終焼鈍に供する素材として１５０ｍｍ
角の鋼板を切りだし、これらに以下の条件で積層焼鈍を
施した。

【００６３】焼鈍分離材として、ＳｉＯ₂ とＡｌ₂ Ｏ₃
を質量比で４８：５２の比率で含有する非晶質繊維：５
１質量％、ＴｉＯ₂ 粉末：４０質量％、有機物バインダ
ー：９質量％をシート状に成形したものを用意した。そ
の厚さは約２００μｍであった。上記最終焼鈍用素材と
シート状焼鈍分離材とを交互に積層し、真空度０．１３
Ｐａの雰囲気で焼鈍した。加熱速度は１℃／分、均熱温
度は１０８０℃、均熱時間は１６時間とした。均熱終了
後は０．５℃／分の冷却速度で冷却し、焼鈍分離材を除
去した後、以下の方法でこれら鋼板の炭素含有量、鋼板
表面に平行な｛１００｝面の面密度、および圧延方向と
板幅方向の磁化特性を測定した。

【００６４】炭素含有量は化学分析により求めた。｛１
００｝面密度は、Ｃｏ−ｋα線を用いたＸ線｛２００｝
積分強度測定をおこない、得られた積分強度値を集合組
織を持たない試料の｛２００｝積分強度値で除して、ラ
ンダム比として求めた。

【００６５】最終焼鈍を施した鋼板から圧延方向または
圧延直角方向を長さ方向とする、長さ１００ｍｍ、幅３
０ｍｍの短冊状試験片を切り出し、８００℃で２時間均
熱する歪取り焼鈍を施した後、単板磁化測定装置を用い
て圧延方向または圧延直角方向の磁化特性を測定した。
磁化特性は５０Ｈｚの正弦波の交番磁界で１０００Ａ／
ｍの磁化力における磁束密度Ｂ₁₀と１．７０Ｔまで磁化
したときの鉄損Ｗ_{17/5 0} を求めた。熱間圧延時の仕上温
度、および得られた測定結果を表２に記す。

【００６６】

【表２】

【００６７】表２に示されているように、いずれの条件
のものも焼鈍により炭素含有量が０．００３％以下とな
っていた。いずれの試料についても｛１００｝面密度は
ランダム試料の３０倍を超えており、｛１００｝面が板
面と並行な集合組織が最終焼鈍で発達していた。しかし
ながらその磁気特性は熱間圧延の仕上温度に大きく依存
しており、仕上温度がＡ１点以下であった試験番号１〜
４では、鋼板の圧延方向と幅方向のＢ₁₀は１．８０Ｔ以
上であり、鉄損Ｗ_17/50 も１．４Ｗ／ｋｇ以下の優れた
鉄損値を示していた。

【００６８】これに対し、仕上温度がＡ１点を超えた試
験番号５および６ではＢ₁₀は１．７２Ｔ以下であり、Ｗ
_17/50 も１．６６Ｗ／ｋｇ以上であり、いずれもよくな
かった。これらは、熱間圧延の仕上温度がＡ１点を超え
て高温になるとになると最終焼鈍において｛１００｝＜
００１＞組織が発達し難くなり、｛１００｝＜００１＞
だけではなく｛１００｝｛０２１｝や｛１００｝＜０１
１＞組織も発達したためである。

【００６９】（実施例２）表１の鋼番Ｂ〜Ｊに示す各種
の化学組成を有する鋼を真空溶解によって作製し、鍛造
したのち、その表面を研削して厚さが４０ｍｍの鋼片を
作製した。これらの鋼片を１１００℃に加熱した後、各
鋼片のＡ１点以下である６３０℃で仕上圧延を終了する
熱間圧延を施し、厚さが２．３〜３．５ｍｍの熱間圧延
鋼板を得た。得られた鋼板を酸洗して表面の酸化物を除
去した後、厚さが０．７５ｍｍまで冷間圧延し、洗浄液
を用いて脱脂した後実施例１に記載したのと同様の条件
で中間焼鈍を施した。中間焼鈍後の鋼板に冷間圧延を施
して厚さが０．３５ｍｍの冷間圧延鋼板とし、次いで脱
脂し、その後最終焼鈍に供する素材として１５０ｍｍ角
の鋼板を切りだした。実施例１に記載したのと同一内容
の焼鈍分離材と上記切り板鋼板とを交互に積層し、真空
度が０．１３Ｐａの真空中で焼鈍した。加熱速度は１℃
／ｍｉｎ、均熱温度は１０３０〜１１５０℃、均熱時間
は８〜４８時間とした。冷却後、焼鈍分離材を除去し、
実施例１に記載したのと同様の方法で、これら鋼板の炭
素含有量、｛１００｝面密度のランダム比、および圧延
方向と板幅方向の磁化特性を測定した。最終焼鈍条件お
よび得られた測定結果を表３に記す。

【００７０】

【表３】

【００７１】表３に示されているように、試験番号２１
〜２６の鋼番Ｂ〜Ｇのものは｛１００｝面密度はランダ
ム比で３０を超えており、圧延方向と幅方向のＢ₁₀は
１．８Ｔ以上であり、鉄損Ｗ_17/50 も１．６Ｗ／ｋｇ以
下の優れた鉄損値を示していた。これに対し、鋼のＣ含
有量が本発明の規定する範囲を外れていた鋼Ｈ、（Ｓｉ
−０．５Ｍｎ）が本発明の規定する範囲を外れていた鋼
Ｉを用いた試験番号２７および２８ではＢ₁₀、Ｗ_17/50
共によくなかった。１．６６Ｗ／ｋｇ以上であり、いず
れもよくなかった。（Ｓｉ＋０．５Ｍｎ）が本発明の規
定する範囲を外れていた鋼Ｊを用いた試験番号２９は冷
間圧延が困難であった。

【００７２】

【発明の効果】本発明の製造方法によれば、｛１００｝
面が板面と平行な集合組織が十分に発達し、優れた磁気
特性を備えた｛１００｝集合組織珪素鋼板を安定して製
造することができる。従って本発明の製造方法は、回転
機や変圧器の高効率化に大きく寄与するものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】珪素鋼板の結晶集合組織の模式図であり、図１
（ａ）は｛１１０｝面が板面に平行で、＜００１＞軸が
圧延方向に集積した組織の模式図であり、図（ｂ）は
｛１００｝面が板面に平行で、圧延方向と幅方向に＜０
０１＞軸が集積した組織の模式図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％でＣを０．０２０〜０．２０％含
   有し、ＳｉとＭｎの含有量が質量％で（Ｓｉ＋０．５Ｍ
   ｎ）≦５．０および（Ｓｉ−０．５Ｍｎ）≧１．５なる
   関係式を満たす鋼を熱間圧延する熱間圧延工程、冷間圧
   延する冷間圧延工程、および、脱炭促進物質を含有する
   焼鈍分離材もしくは脱炭促進物質と脱Ｍｎ促進物質とを
   含有する焼鈍分離材を鋼板間に介在させて最終焼鈍する
   最終焼鈍工程を有する二方向性珪素鋼板の製造方法にお
   いて、熱間圧延工程における仕上圧延を鋼のＡ１点以下
   で終了し、冷間圧延工程は少なくとも１回の中間焼鈍を
   含むものであることを特徴とする磁気特性に優れた二方
   向性珪素鋼板の製造方法。