JP2871308B2

JP2871308B2 - Ｇｏｓｓ方位に集積した結晶方位を有する方向性珪素鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2871308B2
Application number: JP18537492A
Authority: JP
Inventors: 賢一荒井; 和志石山; 靖田中; 昭日裏; 操浪川
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1991-07-29
Filing date: 1992-07-13
Publication date: 1999-03-17
Anticipated expiration: 2014-03-17
Also published as: JPH05186829A

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方向性珪素鋼板の製造方法に関す
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粒で被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、安価な製造コストで優れた磁気特性を有
するGoss方位に集積した結晶方位を有する方向性珪素鋼
板を製造することができる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】本発明は、Ｃ：０．０１
ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．５〜７．０ｗｔ％、Ｓ：０．０
１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎ：０．０
１ｗｔ％以下を含む鋼材を準備し、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３０〜８５％
の一次冷間圧延を施した後、６００〜９００℃の温度で
焼鈍し、さらに圧延率４０〜８０％の二次冷間圧延を施
し、その後６００〜９００℃の温度で焼鈍し、さらに圧
延率５０〜７５％の三次冷間圧延を施した後、還元性雰
囲気中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℃の温度で焼鈍することを特徴とす
るGoss方位に集積した結晶方位を有する方向性珪素鋼板
の製造方法を提供する。

【００１１】本願発明者らは上記課題を解決するため
に、純化焼鈍が不要な成分系を前提とし、鋼中成分の影
響、及び熱延条件を始めとして圧延条件、焼鈍条件を詳
細に検討した結果、鋼組成を特定範囲に規定し、さらに
上記製造条件を特定の狭い範囲に規定することにより、
最終的にGoss粒が安定して成長し、かつ珪素鋼板全面を
覆うようにすることができることを見い出した。上記構
成を有する本発明は本願発明者らのこのような知見に基
づきなされたものである。

【００１２】

【作用】以下、本発明について詳細に説明する。まず、
化学成分の限定理由について説明する。

【００１３】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。

【００１４】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２．５〜７．０ｗ
ｔ％の範囲に規定する。

【００１５】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。

【００１６】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。このように一般的な添加元素で
あるＡｌを微量に制御してGoss粒の成長を促進させると
いう思想は本願発明者らが初めて見出したことである。

【００１７】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
下に減じることが好ましく、０．００５ｗｔ％以下にす
ることが一層好ましい。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。

【００１８】これら元素以外の不可避不純物元素は通常
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。特に、α鉄への固溶度が低いＳｎ等は、Ｃｕと同様
に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ので、その含有量が０．０１ｗｔ
％以下、好ましくは０．００５ｗｔ％以下になるように
注意する必要がある。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
０．００５ｗｔ％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。なお、他の鋼の基本元素であるＭ
ｎ，Ｐも少ないほうが好ましい。

【００１９】このようにして溶解された鋼は、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。

【００２０】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。

【００２１】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。

【００２２】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。

【００２３】このようにして作製された熱延板は常法に
従って一次冷間圧延される。このときの冷間圧延率は３
０〜８５％とする。圧延率が３０％未満の場合又は８５
％を超える場合には、三次焼鈍の際の結晶粒の選択的粒
成長によるGoss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（三次焼鈍）後に十分成長したGoss
粒が得られない。この際の高い磁束密度を得るための最
適冷間圧延率は、熱延板の仕上温度及び巻取温度に応じ
て形成される熱延組織によって変化する。例えば、仕上
温度が低め（７５０℃程度）の場合には、熱延による圧
延加工組織が発達しているために、一次圧延の圧延率は
低めでよい。一方、仕上げ温度が高め（８５０℃程度）
の場合には加工組織よりも再結晶組織のほうが発達して
いるために、一次圧延の圧延率は高く設定される。な
お、通常、冷間圧延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っても同様の効果が得られる。

【００２４】一次冷延板は６００〜９００℃の温度で焼
鈍（一次焼鈍）される。焼鈍温度が６００℃未満では、
焼鈍による完全再結晶を行わせることができない。一
方、焼鈍温度が９００℃を超えると、再結晶は達成され
るが、焼鈍コストが不可避的に高くなってしまう。ま
た、短時間で再結晶を行わせ、かつ経済性をも確保する
には、特に６８０〜８００℃の温度で焼鈍することが好
ましい。この焼鈍では、鋼板表面が若干酸化されたとし
ても、後に行われる冷間圧延前の酸洗によりその除去が
可能であるため、三次焼鈍（最終焼鈍）時の結晶方位の
Goss方位への集積を確保するという面では大きな問題は
ない。しかし、酸化膜を過度に生成しないようにすると
いう観点から、極力酸素分圧の低い非酸化性雰囲気また
は真空中で行うことが好ましい。また、焼鈍時間は通常
２分以上であれば問題はない。このような焼鈍処理は箱
型炉によるバッチ焼鈍又は連続焼鈍にて実施することが
できる。

【００２５】焼鈍処理における加熱条件は、連続焼鈍で
は加熱速度２００〜５００℃／分、保持時間が２〜５分
間程度が適当であり、バッチ焼鈍では加熱速度４〜２０
℃／分、保持時間が１〜１０時間が適当である。冷却速
度は、熱収縮による歪みが鋼板内に残留しない限りにお
いて、通常採用される冷却速度で構わない。例えば、６
００℃まで１３．５℃／秒、３００℃まで１２℃／秒の
冷却速度が採用される。

【００２６】上記一次焼鈍が施された鋼板は、圧延率４
０〜８０％で二次冷間圧延される。圧延率が４０％未満
あるいは８０％超では、上述した一次冷間圧延の場合と
同様な理由で最終的な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。

【００２７】このようにして得られた二次冷延板は、再
び６００〜９００℃の温度で焼鈍される（二次焼鈍）。
焼鈍温度が６００℃未満では、焼鈍による完全再結晶を
行わせることができない。一方、焼鈍温度が９００℃を
超えると、再結晶は達成されるが、焼鈍コストが不可避
的に高くなってしまう。また、短時間で再結晶を行わ
せ、かつ経済性をも確保するには、特に６８０〜８００
℃の温度で焼鈍することが好ましい。この二次焼鈍でも
一次焼鈍と同様の理由で鋼板表面の若干の酸化が許容さ
れるが、この場合も酸化膜を過度に生成しないようにす
るという観点から、極力酸素分圧の低い非酸化性雰囲気
または真空中で行うことが好ましい。この二次焼鈍時間
も一次焼鈍と同様に通常２分以上であれば問題はない。
この二次焼鈍処理も箱型炉によるバッチ焼鈍又は連続焼
鈍にて実施することができる。

【００２８】なお、一次冷間圧延及び二次冷間圧延の後
に夫々実施される上述のような中間焼鈍の温度は、後述
する三次焼鈍後の鋼板の磁束密度特性に影響を与える。
従って、中間焼鈍としての一次焼鈍及び二次焼鈍の温度
を適切に規定する必要がある。

【００２９】このことを図１乃至図４を参照して説明す
る。図１は、一次圧延率、二次圧延率、三次圧延率が夫
々７２％、４０％、７４％の場合における、中間焼鈍温
度とGoss組織のα角（板面の〈００１〉軸と圧延方向と
のなす角）との関係を示すものである。また、図２は、
図１と同一の圧延条件における、中間焼鈍温度と板面で
の（１１０）面の占有率との関係を示すものである。図
３及び図４は、一次圧延率、二次圧延率、三次圧延率が
夫々７２％、６０％、６０％の場合において、夫々図１
及び図２に対応する図である。なお、いずれの場合にも
焼鈍時間は１時間とした。

【００３０】これらの図から明らかなように、焼鈍温度
を高くすると（１１０）面の成長速度は速くなるが、α
角は大きくなる。一方、焼鈍温度を低くするとα角は小
さくなるが（１１０）面の成長速度は小さくなる。従っ
て、焼鈍温度が高すぎても、低すぎても磁束密度は小さ
くなるので、これら両方を満足するような焼鈍温度を選
択する必要がある。

【００３１】二次焼鈍が施された鋼板は、さらに圧延率
５０〜７５％で三次冷間圧延される。圧延率が５０％未
満あるいは７５％超では、上述した一次および二次冷間
圧延と同様な理由で最終的なGoss粒の集積が十分でな
い。この冷間圧延も、一次および二次冷間圧延と同様、
無潤滑、潤滑のいずれでも実施可能である。

【００３２】このようにして得られた三次冷延板は、さ
らに１０００〜１３００℃の温度で焼鈍される（三次焼
鈍）。これにより表面エネルギーを利用した結晶粒成長
が生じ、Goss粒が成長する。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。

【００３３】この三次焼鈍は、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、Ａｒ等の不活性ガスを主体とし酸素分圧が０．５Ｐ
ａ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。真空雰囲気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。焼鈍時間は３分以上であれば
問題ないが、長時間焼鈍すればより安定したGoss組織が
形成される。

【００３４】上記の方法で得られた鋼板はいずれもGoss
粒が安定して成長し、３％Ｓｉ鋼の場合には、直流で８
００Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度Ｂ₈が１．
８Ｔ以上と優れた磁気特性を示す。

【００３５】このように本発明法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、
一次冷圧、一次焼鈍、二次冷圧、二次焼鈍、三次冷圧を
特定条件で行うことにより好ましい集合組織が形成さ
れ、三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生じることによるもの
と推察される。一次冷圧、一次焼鈍、二次冷圧、二次焼
鈍、三次冷圧の各条件が本発明条件から外れた場合に
は、三次焼鈍を本発明条件で実施しても、最終的に粗大
結晶にならないか、あるいは結晶方位のGoss方位への集
積が不十分（（１１０）面は板面に揃うが＜００１＞軸
が圧延方向からずれる）なものとなってしまう。

【００３６】

【実施例】

［実施例１］表１に示す化学成分の鋼Ａを溶製し、仕上
温度：７５０℃、巻取温度：６００℃、仕上板厚：１．
８ｍｍの条件で熱間圧延を行った。この鋼板の熱間圧延
後の組織は、表層に微細な再結晶組織が、また内部（中
央部）には長く伸びた加工組織が形成されていた。

【００３７】このようにして作製された熱延板を表面酸
化膜除去のため酸洗した後、３９〜７８％の圧延率で一
次冷間圧延し、次いでこの鋼板に対して１００％窒素雰
囲気中において７００℃で１時間の一次焼鈍処理を施し
た。次に、一次焼鈍後の鋼板に対して圧延率を３８％か
ら８２％まで変化させて二次冷間圧延を行い、引き続き
一次焼鈍と同様の条件にて二次焼鈍処理を施した。

【００３８】その後、二次焼鈍後の鋼板に対して圧延率
を５０％から８０％まで変化させて三次冷間圧延を行
い、最終板厚を０．１０ｍｍとし、次いでこれらの鋼板
に対して９００℃〜１３００℃の温度範囲の還元性雰囲
気（１００％水素）中または酸素分圧が０．５Ｐａ以下
の真空中にて三次焼鈍処理を施した。

【００３９】その結果、還元性雰囲気中で焼鈍を行った
場合には１１００℃以上で、また、真空焼鈍の場合には
１０００℃以上で、それぞれ粗大粒が全面を覆った。こ
れらの粗大粒はエッチピット観察の結果、全て＜１１０
＞／Ｎ．Ｄ．となっていた。以上のようにして得られた
鋼板のうち、三次焼鈍を酸素分圧０．５Ｐａ以下の真空
中にて１１５０℃で１時間行った鋼板のＢ₈を直流磁気
測定装置を用いて測定した。その結果を図５、図６に示
す。図５はこの実施例における各圧延の圧延率又は中間
焼鈍の際の板厚と三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ₈との
関係を示す図であり、図６は一次圧延率及び二次圧延率
を種々変化させた場合の三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ
₈を示す図である。

【００４０】これらの図から、一次冷間圧延率を４０〜
６１％、二次冷間圧延率を４３〜８０％、三次冷間圧延
率を５０〜７５％とすることにより、Ｂ₈≧１．８２Ｔ
の優れた特性を示す鋼板を製造することができ、さら
に、一次冷間圧延率を４５〜５６％、二次冷間圧延率を
５６〜７４％、三次冷間圧延率を６０〜７５％とするこ
とにより、Ｂ₈≧１．８５Ｔのより優れた特性を有する
鋼板を製造することができることが確認される。

【００４１】［実施例２］表１に示す化学成分の鋼Ｂを
溶製し、仕上温度：８５０℃、巻取温度：７００℃、仕
上板厚：２．５ｍｍの条件で熱間圧延を行った。この熱
延板を表面酸化膜除去のため酸洗した後、圧延率５６〜
８４％で一次冷間圧延し、次いでこの鋼板に対して１０
０％窒素雰囲気中において７００℃で１時間の一次焼鈍
処理を施した。次に、一次焼鈍後の鋼板に対して圧延率
を３８％から８２％まで変化させて二次冷間圧延を行
い、引き続き一次焼鈍と同様の条件にて二次焼鈍処理を
施した。

【００４２】その後、二次焼鈍後の鋼板に対して圧延率
を２５％から７０％まで変化させて三次冷間圧延を行
い、最終板厚を０．１５ｍｍとし、次いで、これらの鋼
板に対して９００℃〜１３００℃の温度範囲の還元性雰
囲気（１００％水素）中または酸素分圧が０．５Ｐａ以
下の真空中にて三次焼鈍処理を施した。

【００４３】その結果、還元性雰囲気中で焼鈍した場合
には１０５０℃以上で、また、真空焼鈍の場合には１０
００℃以上で、それぞれ粗大粒が全面を覆った。以上の
ようにして得られた鋼板のうち、三次焼鈍を還元性雰囲
気中にて１２００℃で３０分間行った鋼板のＢ₈を直流
磁気測定装置を用いて測定した。その結果を図７及び図
８に示す。図７はこの実施例における各圧延の圧延率又
は中間焼鈍の際の板厚と三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ
₈との関係を図５と同様に示す図であり、図８は一次圧
延率及び二次圧延率を種々変化させた場合の三次焼鈍後
の鋼板の磁束密度Ｂ₈を図６と同様に示す図である。

【００４４】これらの図から、一次冷間圧延率を６０〜
７０％、二次冷間圧延率を６０〜７０％、三次冷間圧延
率を６４〜７０％とすることにより、Ｂ₈≧１．６０Ｔ
の優れた特性を有する鋼板を製造できることが確認され
る。

【００４５】［実施例３］一次および二次焼鈍処理を８
００℃×５分間の連続焼鈍で行い、三次焼鈍を１１５０
℃×１時間行って、他の条件は実施例１と同様にして鋼
板を製造した。この鋼板のＢ₈を直流磁気測定装置を用
いて測定した。その結果を図９及び図１０に示す。図９
はこの実施例における各圧延の圧延率又は中間焼鈍の際
の板厚と三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ₈との関係を図
５、７と同様に示す図であり、図１０は一次圧延率及び
二次圧延率を種々変化させた場合の三次焼鈍後の鋼板の
磁束密度Ｂ₈を図６、図８と同様に示す図である。

【００４６】これらの図から、一次冷間圧延率を３９〜
６７％、二次冷間圧延率を５０〜８０％、三次冷間圧延
率を５０〜７５％とすることにより、Ｂ₈≧１．８０Ｔ
の優れた特性を示す鋼板を製造することができ、さら
に、一次冷間圧延率を４０〜５６％、二次冷間圧延率を
５６〜７０％、三次冷間圧延率を５０〜７５％とするこ
とにより、Ｂ₈≧１．８５Ｔのより優れた特性を有する
鋼板を製造することができることが確認される。

【００４７】［実施例４］表１に示す化学成分の鋼Ａを
溶製し、仕上温度：８３０℃、巻取温度：６１０℃、仕
上板厚：２．２ｍｍの条件で熱間圧延を行った。この熱
延板を表面酸化膜除去のため酸洗した後、圧延率４０〜
７８％で一次冷間圧延し、次いでこの鋼板に対して７５
０℃で１時間の一次焼鈍処理を施した。次に、一次焼鈍
後の鋼板に対して圧延率を２０％から８２％まで変化さ
せて二次冷間圧延を行い、引き続き一次焼鈍と同様の条
件にて二次焼鈍処理を施した。

【００４８】その後、二次焼鈍後の鋼板に対して圧延率
を５０％から８０％まで変化させて三次冷間圧延を行
い、最終板厚を０．１０ｍｍとし、次いで、これらの鋼
板に対して酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中にて１１
５０℃で１時間の三次焼鈍処理を施した。この鋼板のＢ
₈を直流磁気測定装置を用いて測定した。その結果を図
１１に示す。図１１は一次圧延率及び二次圧延率を種々
変化させた場合の三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ₈を図
６、８、１０と同様に示す図である。

【００４９】この図と実施例１の図６とを比較すると、
この実施例においては実施例１よりも熱間圧延の仕上温
度が高くなった分だけ、最適な一次圧延率の範囲が高い
領域にシフトしていることが確認される。

【００５０】［実施例５］表２に示すＣ１〜Ｄ３の化学
成分の鋼を溶製し、仕上温度：８００℃、巻取温度：６
１０℃、仕上板厚：２．４ｍｍの条件で熱間圧延を行っ
た。この熱延板を表面酸化膜除去のため酸洗した後、圧
延率７９％で一次冷間圧延し、次いでこの鋼板に対して
９００℃で３分間の一次焼鈍処理を施した。この一次焼
鈍は、水素４０％、窒素６０％、露点−３０℃の雰囲気
の連続焼鈍とした。次に、一次焼鈍後の鋼板に対して圧
延率４０％で二次冷間圧延を行い、引き続き一次焼鈍と
同様の条件にて二次焼鈍処理を施した。

【００５１】その後、二次焼鈍後の鋼板に対して三次冷
間圧延を行い、最終板厚を０．１０ｍｍとし、次いで、
これらの鋼板に対して酸素分圧が０．５Ｐａ以下の水素
雰囲気中にて１１８０℃で１時間及び５時間の三次焼鈍
処理を施した。この鋼板のＢ₈を直流磁気測定装置を用
いて測定した。その結果を表３に示す。なお、鋼種Ｃ１
〜Ｃ３はＣｕ量を変化させたもの、Ｄ１〜Ｄ３はＡｌ量
を変化させたものである。

【００５２】表３から明らかなように、Ｃｕ及びＡｌが
０．０１ｗｔ％以下になると高い磁束密度が得られるこ
とが確認された。また、熱処理時間を長くすることによ
り、磁束密度が高くなる傾向にあることが確認された。

【００５３】［実施例６］表１に示す化学成分の鋼Ａを
溶製し、仕上温度：７８０℃、巻取温度：６１０℃、仕
上板厚：２．３ｍｍの条件で熱間圧延を行った。この熱
延板を表面酸化膜除去のため酸洗した後、圧延率６９．
５％で一次冷間圧延し、次いでこの鋼板に対して連続焼
鈍炉にて８００℃で２分間の一次焼鈍処理を施した。次
に、一次焼鈍後の鋼板に対して圧延率５７％で二次冷間
圧延を行い、引き続き一次焼鈍と同様の条件にて二次焼
鈍処理を施した。

【００５４】その後、二次焼鈍後の鋼板に対して３次冷
間圧延を行い、最終板厚を夫々０．１０、０．０６、
０．０３、及び０．０２ｍｍとし、次いで、これらの鋼
板に対して酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中（真空度
２×１０^-4Ｐａ）にて９５０〜１１００℃で１時間の三
次焼鈍処理を施した。図１２に各最終板厚における三次
再結晶によるGoss粒の成長速度を示す。図１２から明ら
かなように、最終板厚が薄いほど低温からGoss粒が成長
し、また成長速度が速いことが確認された。

【００５５】

【表１】

【００５６】

【表２】

【００５７】

【表３】

【００５８】

【発明の効果】この発明によれば、安価な製造コストで
優れた磁気特性を有するGoss方位に集積した結晶方位を
有する方向性珪素鋼板を製造することができる製造方法
が提供される。

【図面の簡単な説明】

【図１】一次圧延率、二次圧延率、三次圧延率が夫々７
２％、４０％、７４％の場合における、中間焼鈍の温度
とGoss組織のα角との関係を示す図。

【図２】一次圧延率、二次圧延率、三次圧延率が夫々７
２％、４０％、７４％の場合における、中間焼鈍の温度
と板面での（１１０）面の占有率との関係を示す図。

【図３】一次圧延率、二次圧延率、三次圧延率が夫々７
２％、６０％、６０％の場合における、中間焼鈍の温度
とGoss組織のα角との関係を示す図。

【図４】一次圧延率、二次圧延率、三次圧延率が夫々７
２％、６０％、６０％の場合における、中間焼鈍の温度
と板面での（１１０）面の占有率との関係を示す図。

【図５】実施例１における各圧延の圧延率又は中間焼鈍
の際の板厚と三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ₈との関係
を示す図。

【図６】実施例１において一次圧延率及び二次圧延率を
種々変化させた場合の三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ₈
を示す図。

【図７】実施例２における各圧延の圧延率又は中間焼鈍
の際の板厚と三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ₈との関係
を示す図。

【図８】実施例２において一次圧延率及び二次圧延率を
種々変化させた場合の三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ₈
を示す図。

【図９】実施例３における各圧延の圧延率又は中間焼鈍
の際の板厚と三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ₈との関係
を示す図。

【図１０】実施例３において一次圧延率及び二次圧延率
を種々変化させた場合の三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ
₈を示す図。

【図１１】実施例４において一次圧延率及び二次圧延率
を種々変化させた場合の三次焼鈍後の鋼板の磁束密度Ｂ
₈を示す図。

【図１２】各最終板厚における三次再結晶によるGoss粒
の成長速度を示す図。

フロントページの続き (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 (72)発明者浪川操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 (56)参考文献特開昭62−67115（ＪＰ，Ａ) 特開昭64−55339（ＪＰ，Ａ) 特開平１−309924（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/12

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．５
〜７．０ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．
０１ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下を含む鋼材を
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３０〜８５％の一次冷間圧延を施した
後、６００〜９００℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率４
０〜８０％の二次冷間圧延を施し、その後６００〜９０
０℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率５０〜７５％の三次
冷間圧延を施した後、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
度で焼鈍することを特徴とするGoss方位に集積した結晶
方位を有する方向性珪素鋼板の製造方法。
【請求項２】前記鋼材は０．０１ｗｔ％以下のＣｕを
含有していることを特徴とする請求項１に記載のGoss方
位に集積した結晶方位を有する方向性珪素鋼板の製造方
法。