JPH01272718A - 長手方向に均一な磁気特性を有する高磁束密度二方向性電磁鋼板の製造法 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は、鋼板（ストリップ）長手方向ならびに長手方
向に直角な方向に磁化容易軸＜００１＞方位を有すると
ともに圧延面に（１００）面が現れている（ミラー指数
で（１００１＜００１＞）結晶粒から構成される、所謂
二方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

（従来の技術） 従来、代表的には米国特許第１，９６５．５５９号明細
書記載の方法で、圧延方向（鋼板（ストリップ）長手方
向）に特に磁化され易く（磁束密度が高い）鉄損値の低
い一方向性電磁鋼板が製造されている。

この一方向性電磁鋼板は、圧延面に（１１０１面が現れ
、圧延方向（鋼板長手方向）にのみ磁化容易軸である＜
００１＞方位を有する（ミラー指数で（１１０）　＜０
０１＞）結晶粒から構成されている。

圧延方向にのみ磁気特性が優れている一方向性電磁鋼板
（たとえば、圧延方向におけるＢ、。値：１、９２Ｔｅ
ｓｌａ　、圧延方向に直角な方向におけるＢ１０値：　
１．４５　Ｔｅ５ｌａ　）に比し、二方向性電磁鋼板は
、鋼板（ストリップ）長手方向ならびに鋼板（ストリッ
プ）長手方向に直角な方向にともに磁化容易軸を有し、
二方向で磁気特性が優れているから、特に大型回転機用
の鉄芯材料として用いると有利である。

一方、小型回転機の分野では、−船釣に、磁化容易軸を
高度に集積していない冷間圧延無方向電磁鋼板が用いら
れているが、この分野においても、二方向性電磁鋼板を
用いると、機器の小型化、効率の面で極めて有効である
。

上述の如く、二方向性電磁鋼板は、一方向性電磁鋼板に
比し優れた磁気特性を有している処から、その製品化が
待望されてきたにも拘わらず今日まで工業製品として生
産されるに至っていない。

実験室規模では、次の２種類の二方向性電磁鋼板の製造
方法が発表されているが、何れも工業的規模の製造プロ
セスとしては問題がある。

先行技術の１つは、特公昭３７−７１１０号公報に開示
されている技術である。

この技術は、極性ガス、たとえば硫化水素を含む雰囲気
中で高温焼鈍を材料に施し、（１００）＜００１＞方位
粒を選択的に成長させる方法である。

しかしながら、この技術においては、鋼板表面における
雰囲気を厳密に制御する必要があり、大量生産プロセス
としては不適である。

先行技術の他の１つは、川口　悟　等によって特公昭３
５−２６５７号公報に開示されている方法である。この
技術は、一方向に冷間圧延を行った後、前記圧延方向に
直角な方向に冷間圧延を行う、所謂「交叉冷間圧延法」
である。この技術においては、「交叉冷間圧延法」とし
て、最初の冷間圧延を行った後にストリップを一定の長
さに切断して鋼板（シート）とし、この状態で最初の冷
間圧延方向に交叉する方向に２回目の冷間圧延を行うか
或は、切断後のシートを、最初の冷間圧延を行うときの
ストリップの両側縁端相互が衝合部となるように９０°
回転して溶接してストリップとなし、第２回目の冷間圧
延を連続的に行うという手段を採る。

しかしながら、これらの技術によるときは、製造者側に
とっては、工程が煩雑であり、均一な形状の鋼板を得る
ことが困難であるという問題がある。

一方、使用者側にとっては、シートの形態で材料が供給
されるときは、打ち抜き加工作業が極めて非能率であり
、ストリップコイルの形態で材料が供給される場合、一
定間隔で溶接箇所があり、その部位の磁性が不良である
ため、その部位を除去する手間が必要となる。

上述の理由で、従来技術による二方向性電磁鋼板は、工
業製品として全く使用されていない。

上に述べた問題に加えて、特公昭３５−２６５７号公報
に開示されている技術には、工業的に主流になり得ない
大きな理由がある。即ち、この交叉冷間圧延法によれば
、比較的高い磁化特性（Ｂ＋ｏ値）が得られるけれども
、その製造方法の煩雑さに起因するコスト高に見合うだ
けの優れた磁気特性を有しないため、従来の一方向性電
［８板に対抗できない、特に、最近の一方向性電磁鋼板
の磁化特性（Ｂ、。値）は、特公昭４０−１５６４４号
公報、特公昭５１−１３４６９号公報に開示された技術
が発明されて以来急速に進歩し、ＢＩＯ≧１．８９　Ｔ
ｅ５ｌａがＪＩＳでも規格され、Ｂ１゜値として１．９
２　Ｔｅ５ｌａ前後の製品が市販されている。

かかる状況下で、二方向性電磁鋼板においても、前記一
方向性電磁鋼板に匹敵する磁化特性を有することが必要
である。二方向性電磁鋼板の磁化特性を向上せしめる手
段として、特公昭３８−８２１３号公報に、熱間圧延材
を焼鈍した後に相互に直交する方向に冷間圧延する方法
が提案されたが、この方法によっても得られる磁化特性
は、必ずしも十分なものとは言えない。

鉄芯材料としては、上記磁化特性の他に鉄損特性が優れ
ている（鉄損値Ｗ／ｋｇが小さい）ことが必要である。

鉄損特性を良くするためには、Ｂ、。

値を高くすること、製品板厚を薄くすることが特に有効
であり、一方向性電磁鋼板の分野では０．２３鵬厚さま
でＪＩＳによって規格化されている。然るに、このよう
な板厚の薄い鋼板で（１００）＜００１＞方位粒を得る
ことは極めて困難であり、特公昭３５−２６５７号公報
、特公昭３８−８２１３号公報に開示された何れのプロ
セスにおいても、最終板厚は０．３０ｍｍが限度である
。そこで、改良技術として、特公昭３５−１７２０８号
公報に開示されている技術が提案されたが、この技術に
おいては、冷間圧延と焼鈍が追加され、製造コストを著
しく高いものにしている。加えて、得られる製品の磁化
特性（Ｂｏｏ値）は１．８５　Ｔｅ５ｌａ以下であり、
最終板厚も０．２９４ｍｍ止まりである。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は、ストリップの形態で一貫して製造できかつ、
製品の磁気特性としてストリップ長さ方向に均一であり
、即ち溶接部の存在に起因する磁性の不均一部がない、
厚みの均一性に優れるとともに形状（平坦さ）の優れた
、鉄芯への加工に際し能率良く連続打ち抜き加工が可能
な、高い磁気特性を有する二方向性電磁鋼板を製造する
方法を提供することを目的としてなされた。また、得ら
れる製品板厚として、０．３０ｆ１未満の薄いものであ
って、しかも磁束密度の高いものを製造し得る方法を提
供することを目的とする。

（課題を解決するための手段） 本発明の窒化処理する処は、 （１）　　重量で、Ｓｉ　：　０．８〜５．２％、酸可
溶性Ａｌ：　０．００８〜０．０４８％、残部：実質的
にＦｅからなる鋼板に、先ず、素材長手方向に４０〜８
０％の圧下率を適用する冷間圧延を施し、次いで前記冷
間圧延における圧延方向に交叉する方向に３０〜７０％
の圧下率を適用するクロス冷間圧延を行いさらに、最初
の素材長手方向冷間圧延と同一方向に５〜３３％の圧下
率を適用する冷間圧延を行った後、７５０〜１０００℃
の温度域で短時間焼鈍を施した後、９００〜１２００℃
の温度域で高温仕上焼鈍することを窒化処理する長手方
向に均一な磁気特性を有する高磁束密度二方向性電磁鋼
板の製造法。

（２）重量で、Ｓｉ：０．８〜５．２％、酸可溶性ＡＡ
：　０．００８〜０．０４８％、残部：実質的にＦｅか
らなる鋼板に、７５０〜１２００℃の温度域で３０秒〜
３０分間の焼鈍を施した後、先ず、素材長手方向に４０
〜８０％の圧下率を適用する冷間圧延を施し、次いで前
記冷間圧延における圧延方向に交叉する方向に３０〜７
０％の圧下率を適用するクロス冷間圧延を行いさらに、
最初の素材長手方向冷間圧延と同一方向に５〜３３％の
圧下率を適用する冷間圧延を行った後、７５０〜１００
０℃の温度域で短時間焼鈍を施した後、９００〜１２０
０℃の温度域で高温仕上げ焼鈍することを窒化処理する
長手方向に均一な磁気特性を有する高磁束密度二方向性
電磁鋼板の製造法。

（３）冷間圧延完了後、７５０〜１０００℃の温度域で
短時間焼鈍を施す過程または、９００〜１２００℃の温
度域で高温仕上焼鈍する過程における二次再結晶発現以
前の昇温段階で、材料のＮ含有量の増分がトータルＮｉ
１表示で０．００２〜０．０６％となる如く鋼板（スト
リップ）を窒化処理する特許請求の範囲第１項或は第２
項記載の方法。

にある。

以下に、本発明の詳細な説明する。

本発明のプロセスにおいて、第１回目の冷間圧延後に材
料をストリップの形態のままで第１回目の冷間圧延方向
に直角な方向に冷間圧延する手段として、特公昭６２−
４５００７号公報に開示されているクロス冷間圧延方法
がある。この冷間圧延方法によれば、比較的高い磁化特
性（Ｂｌ。の値で表示されるＴｅ５ｌａ）が得られるも
のの圧延後の材料（ストリップ）形状に問題があり、二
方向性電磁鋼板を製造するための冷間圧延法として実用
化されるに至っていない。即ち、第一に、この冷間圧延
方式では材料が間歇的に圧延されるから、その各パス毎
の境目における板厚が厚目になり、材料長手方向に板厚
不均一が生じ、積層鉄芯素材としては問題がある。

第二に、材料幅方向応力をかけることにより、材料が変
形された部分と未だ変形されていない部分の境目に材料
平面内で曲げ応力が生じ、材料側縁端にうねり（耳波）
が生起し、積層鉄芯素材としての形状（平坦さ）を確保
することができない。

発明者等は、前記クロス冷間圧延後、その圧延方向に直
角な方向即ち、最初の冷間圧延方向と同一方向に圧延ロ
ール形式の連続圧延処理を行い、しかもその圧下率を５
〜３３％に限定することによって、材料長手方向におけ
る板厚を均一にできるとともに圧延後の材料（ストリッ
プ）の形状（平坦さ）を良好ならしめかつ、最終製品に
得られる磁束密度を改善できることを見出した。

Ｃ：　０．０５３％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：０．０８
０％、Ｓ：０．０２３％、　八ｌ　：０．０３３％、Ｎ
　：　０．００７５％、残部：実質的にＦｅからなる２
、３　ｍｍ厚さの熱延板に、１１００℃の温度で２分間
の焼鈍を施した後、熱間圧延と同一方向に１．１鶴厚さ
まで圧延ロール形式の（たとえば、通常の四段冷間圧延
機による）連続冷間圧延を行いストリップコイルとし、
次に、特公昭６２−４５００７号公報に開示されている
手段で前記第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に０．
５５鶴厚さまで冷間圧延（クロス圧延）しストリップコ
イルとした。さらに、第１回目の冷間圧延方向と同一方
向に、第１回目の冷間圧延と同様の圧延ロール形式の圧
延機により、５〜５０％の圧下率を適用する連続冷間圧
延を行った。

尚、比較材として、前記５〜５０％の圧下率を適用する
冷間圧延を行わない材料も冷間圧延後の処理工程を消化
した。

これら冷延板に、湿水素雰囲気中、８２０°Ｃ×５分間
の脱炭焼鈍を施した後ＭｇＯを塗布し、１２００”ＣＸ
　２０時間の高温仕上焼鈍を施した。

得られた製品の磁束密度、長手方向における板厚のバラ
ツキ、形状（平坦さ）を、第１図に示す。

第１図から明らかな如く、クロス冷間圧延ままで後工程
を消化したものは、製品長手方向における板厚のバラツ
キが大きくまた、製品両側縁部のうねり（耳波）が消失
しておらず商品とはならなかった。

これに比し、本発明になるクロス冷間圧延後に５％以上
の、第１回目の冷間圧延方向と同一方向の冷間圧延を施
したものは、前記問題は全くない。

しかし、クロス冷間圧延後の冷間圧延において、３３％
を超える圧下率を適用すると、磁束密度が急激に劣化し
ていることが判る。

次に、本発明の１つの特徴は、クロス冷間圧延およびそ
れ′に次ぐ第１回目の冷間圧延と同一方向の５〜３３％
の圧下率を適用する冷間圧延を行った後、仕上焼鈍過程
における（１００）　＜００１＞方位粒（二次再結晶）
発現までの間において、鋼板表面から一定量の窒素を侵
入させることにより、（１００）＜ｏｏｔ＞方位粒の優
先成長を促し、高い磁束密度を有する二方向性電磁鋼板
を得るようにした点にある。

最終冷間圧延後仕上焼鈍過程における（１００１＜ｏｏ
ｉ＞方位粒の発現までの間で鋼板表面から一定量の窒素
を侵入させる手段は、特に限定しない。たとえば、最終
冷間圧延後に行なわれる脱炭を目的とした短時間焼鈍中
に、窒化能のある雰囲気下に鋼板を窒化処理する方法或
は仕上焼鈍過程における（１００）＜Ｏ（ｚ＞方位粒の
発現までの鋼板の昇温を、窒化能のある雰囲気下に行う
方法を適用することができる。

前記仕上焼鈍の対象がストリップコイルであって、スト
リップコイルが大型である場合には、ストリップの層間
に窒素が侵入し難く鋼板の窒化が不十分となる恐れがあ
るから、ストリップの層間隙を一定量以上確保するか或
は仕上焼鈍に先立ってストリップ表面に塗布する焼鈍分
離剤中に、仕上焼鈍過程で窒素を放出する金属窒化物、
アンモニア化物を添加する等の措置を採ることが望まし
い。

本発明において、鋼板中に侵入させた窒素は、おそら＜
　ＡＩＮ　＋　５ｉｓＬ、（Ａｊｌ’、　Ｓｉ）　Ｎ等
の微細析出物として（１００３＜００１＞方位結晶粒の
優先成長を促進しているものと考えられるが、その真は
明らかでない。

本発明を特徴づける鋼板中への窒素増量処理は、前記脱
炭焼鈍中或は脱炭焼鈍後の追加焼鈍で、または、仕上焼
鈍の昇温過程の何れかで行なわれる。

ここでは、脱炭焼鈍後の追加焼鈍を、アンモニア含有雰
囲気中で種々の時間行い、鋼板中の窒素量を種々変化さ
せたときの製品の磁束密度を示す。

そのときの処理プロセスは、以下の通りであった。

Ｃ：　０．０５５％、Ｓｉ：３．２３％、酸可溶性Ａｆ
ｆｉ：　０．０２８％、ｔｏｔａｌ　Ｎ　：　０．００
７３％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる１、
６５ｍｍ厚さの熱延板に、１０００°Ｃで２分間の焼鈍
を施した後、熱間圧延における同一方向に６５％の圧下
率で冷間圧延しさらに、前記冷間圧延方向に交叉する方
向（実質的に直交方向）に６０％の圧下率を適用する冷
間圧延を行ないさらに、最初の冷間圧延方向と同一の方
向に、最初の冷間圧延と同様の圧延ロール形式の圧延機
によって０．２０　ｍｍまで冷間圧延した。

かくして得られた冷延板に、湿水素雰囲気下、８１０″
Ｃで９０秒間の脱炭焼鈍を行った。この脱炭焼鈍後の材
料の窒素含有量は、素材におけるそれと同じ０．００７
５％であり、この段階では窒化していない。

脱炭焼鈍後の材料を、ＮＨａ：１０％を含有する雰囲気
中、５５０°Ｃで（１０〜１８０）秒間追加焼鈍して窒
化した。

こうして得られた材料に、焼鈍分離剤としてＭｇＯを塗
布し乾燥した後（２５％Ｎ！、７５％Ｈｚ）雰囲気中で
昇温し、１００％Ｈ２雰囲気中で１２００℃で２０時間
の純化焼鈍を行った。得られた製品のＢ、。値と、仕上
焼鈍前に行って追加焼鈍（鋼板の窒化処理）による窒素
増量との関係を、第２図に示す。

第２図から明らかな如く、増窒素処理を行わないと、二
次再結晶が起こらず磁束密度（Ｂ＋。値）が低い。一方
、窒素増量が多過ぎると、製品の結晶粒が極めて大きく
なって、（１００）＜００１＞以外の方位粒の出現頻度
が高くなりＢ、。値が低くなる。

窒素増量がＯ，ＯＯ２〜０．０６０％の範囲内で、製品
板厚が０．２３　ｍｍと、今までに開示されない薄いも
のであるにも拘わらず、１．８８　Ｔｅ５ｌａ以上の高
いＢ１゜値をもつ製品が得られ、窒素増量が０．００６
０〜０．０２００％の範囲で最も高い磁束密度を有する
製品が得られる。

上記以外の窒素増量手段としては、焼鈍分離剤中に、仕
上焼鈍過程で分解して窒素を放出し鋼板を窒化する、金
属窒化物、アンモニア化物を添加する方法或は脱炭焼鈍
における雰囲気に窒化能を持たせて材料を処理する方法
を採り得るが、とくにこだわらない。

しかしながら、冷間圧延前の材料に対して窒素増量処理
を行ってもその効果はな（、冷間圧延後の焼鈍過程で窒
素増量を行ったときのみ、効果がある。

次に、本発明の実施形態を説明する。

熱延板は、酸洗された後、その長手方向に、４０〜８０
％の圧下率を通用する冷間圧延を施され、次いで前記最
初の冷間圧延の方向に交叉する方向にストリップの形態
のまま、特公昭６２−４５００７号公報に開示されてい
る方法によってクロス冷間圧延され、さらに、最初の冷
間圧延の方向と同一方向に通常の圧延ロールによる形式
のミルで、５〜３３％の圧下率を適用する冷間圧延を施
される。

熱延板に、７５０〜１２００°Ｃの温度域で３０秒間〜
３０分間の短時間焼鈍を施すと、製品の磁束密度を高く
することができるけれども、製造コストを高くするから
、望む磁束密度の水準との兼ねあいによって前記短時間
焼鈍の採否を決めるとよい。

熱延板の短時間焼鈍を行うプロセスの場合、短時間焼鈍
に引き続き上記最初の長手方向への冷間圧延を行う、冷
間圧延前の素材としては、通常の珪素鋼熱延板を採用で
きる。

また、溶鋼を連続鋳造して得られる鋼板、たとえば１．
５〜３．０　ｍｍ厚さの連続鋳造薄帯を用いることもで
きる。

素材が含有する成分としては、Ｓｉ：０．８〜５．２％
、酸可溶性Ａｊ！：０．００８〜０．０４８％、残部二
Ｆｅおよび不可避的不純物であり、これらを必須成分と
してそれ以外は限定しない。Ｓｉは、含有量が５．２％
を超えると、冷間圧延時に材料が割れ易く圧延不可能と
なる。一方、Ｓｉ含有量は、少なければ少ないほど製品
の磁束密度を高める点で好ましいけれども、高温仕上焼
鈍時に材料にα→Ｔ変態を生じると、結晶の方向性を破
壊するから、α→Ｔ変態の生じない０．８％をＳｉ含有
量の下限とする。

酸可溶性へ２は、Ｏ，ＯＯ８〜０．０４８％の範囲で添
加することにより、製品の磁束密度が高くなる。特に、
酸可溶性１：ｏ、０１８〜０．０３６％の範囲内で、後
述する窒素増量処理を施したものは、磁束密度（Ｂ　ｌ
ｏ値）が１．９２　Ｔｅ５ｌａ以上の、今までにない高
いものとなる。上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的
不純物である。

上記成分からなる溶鋼は、鋳造→熱間圧延或は、溶鋼を
連続鋳造して直接的に薄帯とした後、直ちに若しくは短
時間焼鈍工程を経て冷間圧延を行う。

冷間圧延後の材料に、通常、鋼中に含まれる微細なＣを
除くために、湿水素雰囲気中、７５０〜１０００°Ｃの
温度域で短時間の脱炭焼鈍を施す。

次いで、前記脱炭焼鈍中或は脱炭焼鈍後の追加焼鈍にお
いてまたは、高温仕上焼鈍における昇温過程の何れかに
おいて、鋼板（ストリップ）に０、　ＯＯ２〜０．０６
０％の範囲で増窒素処理を行う。

こうして得られた材料に、焼鈍分離剤を塗布し乾燥した
後、９００〜１２００°Ｃの温度域で高温仕上焼鈍を施
す。

（実施例） 実施例Ｉ Ｃ：　０．０５％、Ｓｉ　：　３．１％、Ｍｎ　：　０
．０８％、Ｓ：　０．０１８％、Ｎ　：　０．００７２
％を含み、酸可溶性へｆ　：　Ｏ，ＯＯ５％および０．
０２９％を含有する２種類の１．８１１Ｉｔ１１厚さの
熱延板を、１０７０°ＣＸ２分間の短時間焼鈍した後、
素材の長手方向に０．６８閣まで冷間圧延し、次いでス
トリップの形態のまま特公昭６２−４５００７号公報に
開示されている圧延方法を用いて、前記最初の冷間圧延
の方向に直角な方向に、０．２３ｍｍの板厚となるまで
、クロス冷間圧延を行った。然る後、上記最初の冷間圧
延の方向と同一方向に通常の冷間圧延機によって、０．
２０閣の板厚まで連続冷間圧延を行った。この冷延板を
、湿水素雰囲気中、８１０°Ｃで９０秒間脱炭焼鈍した
０次いで、焼鈍分離剤として、ＭｎＮを５％含有するＭ
ｇＯを塗布した後、Ｎｚ：２５％＋Ｈ２ニア５％の雰囲
気中で昇温し、Ｈｚ：１００％の雰囲気中で２０時間の
高温仕上焼鈍を行った。

第１表に、得られた製品の８１゜値を示す。第１表から
明らかな如く、本発明範囲の０．０２９％Ａ１材で、高
いＢ、。値を有する製品が得られる。

第１表 実施例２ Ｃ：　０．０４８％、Ｓｉ　：　２．０％、Ｍｎ　：　
０．１４％、Ｓ：　０．０１２％、酸可溶性Ａｌ：０．
０３２％、Ｎ：０．００３５％を含有する２、０ＩｎＩ
１１の熱延板を、１１２０°ＣＸ２分間の短時間焼鈍し
た後、素材の長手方向に、０．７０　ｍｍまで冷間圧延
し、ストリップの形態のまま特公昭６２−４５００７号
公報に開示されている方法をよって、前記最初の冷間圧
延方向に直角な方向に、０．２３ｍｍ厚さとなるまでク
ロス冷間圧延を行い、次いで上記最初の冷間圧延方向と
同一方向に、通常の冷間圧延機によって、０．２０ｍｍ
まで冷間圧延した。得られた冷延板を、湿水素雰囲気中
、８１０°ＣＸ９０秒間脱炭焼鈍し、次いで焼鈍分離剤
として、ＭｎＮをそれぞれ０％、２％、５％および１０
％含有するＭｇＯを塗布した後、Ｎｚ：１０％→−Ｈｚ
：９０％の雰囲気中で昇温し、Ｈ！　：１００％の雰囲
気中で高温仕上焼鈍を行った。こうして得られた製品の
Ｂ１０値と、上記Ｎ２：１０％＋Ｈ２：９０％の雰囲気
中での昇温過程９００°Ｃの段階で加熱を停止（切電）
して材料を取り出し分析した鋼板のトータルＮｆｉを、
第２表に示す。

第２表 第２表から明らかなように、焼鈍分離中にＭｎＮ添加が
なく綱板に窒素増量が少ない場合は、Ｂ１゜値が低い。

これに比し、焼鈍分離剤中にＭｎＮを添加し、適切な窒
素増量を鋼板に対して行ったものは、Ｂ１０値が高い。

実施例３ 実施例１における２種類の熱延板のうち酸可溶性１／！
：０．０２９％を含有するものと同じ成分の１、８　ｍ
ｍ厚さの熱延板について、１つは熱間圧延まま、他の１
つは９５０°ＣＸ２分間の熱延板焼鈍を、さらに他の１
つは１１２０°ＣＸ２分間の熱延板焼鈍を施した。得ら
れたこれらの材料を、熱間圧延と同一方向に０．７８ｍ
ｍ厚さまで冷間圧延した後、ストリップの形態のまま特
公昭６２−４５００７号公報に開示されている方法によ
って前記最初の冷間圧延の方向に直角な方向に、０．３
５ｍｍ厚さまでクロス冷間圧延を行った。次いで、上記
最初の冷間圧延の方向と同一方向に、通常の冷間圧延機
と同じロール形式の圧延機によって０．３０ａｍ厚さま
で連続冷間圧延を行った。

こうして得られた冷延板を湿水素雰囲気中、８１０°Ｃ
Ｘ９０秒間脱炭焼鈍した後、焼鈍分離剤として１０％の
ＭｎＮを含有するＭｇＯを塗布した後に、Ｎ。

＝２５％十Ｈｚニア５％の雰囲気中で昇温し、Ｈ２：１
００％の雰囲気中で高温仕上焼鈍した。

得られた製品の８１゜値を、第３表に示す。

第３表から、材料に熱延板焼鈍を施すと、特に高いＢ、
。値を有する製品が得られ、現在の一方向性電磁鋼板の
冷間圧延方向におけると同等以上のＢ、。値を持つ二方
向性電磁鋼板を得ることができた。

第３表 （発明の効果） この発明は、以上述べたように構成しかつ、作用せしめ
るようにしたから、現在、最高レベルの一方向性電磁鋼
板の冷間圧延方向におけるＢ１゜値と同等以上のＢ１０
値を二方向にもつ、製品長手方向に厚み偏差の極めて小
さいかつ形状（平坦さ）に優れた二方向性電磁鋼板をス
トリップの形態で工業的に生産し得る効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）は、クロス冷間圧延後の、最初の冷間圧延
方向と同一方向に冷間圧延（第３回冷間圧延）するとき
の圧下率とストリップ形状の関係を示す図、　第１図（
ｂ）は、クロス冷間圧延後の、最初の冷間圧延方向と同
一方向に冷間圧延（第３目冷間圧延）するときの圧下率
と製品の磁束密度（Ｂ、。 値）の関係を示す図、　第２図は、本発明によって得ら
れた製品の、第１回日冷間圧延方向およびクロス冷間圧
延方向におけるＢ１０値を、鋼板への窒素増量との関係
において示す図である。 第１図（α） 頻度 第１図（蛋） ＃３回メトＭＥ下李（％） 第２図 （＝コ）　贈ｉｌ　ｔ　（Ｚ） 手続補正書（自発） 昭和６３年８月１７日

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量で、Ｓｉ：０．８〜５．２％、酸可溶性Ａｌ
   ：０．００８〜０．０４８％、残部：実質的にＦｅから
   なる鋼板に、先ず、素材長手方向に４０〜８０％の圧下
   率を適用する冷間圧延を施し、次いで前記冷間圧延にお
   ける圧延方向に交叉する方向に３０〜７０％の圧下率を
   適用するクロス冷間圧延を行いさらに、最初の素材長手
   方向冷間圧延と同一方向に５〜３３％の圧下率を適用す
   る冷間圧延を行った後、７５０〜１０００℃の温度域で
   短時間焼鈍を施した後、９００〜１２００℃の温度域で
   高温仕上焼鈍することを特徴とする長手方向に均一な磁
   気特性を有する高磁束密度二方向性電磁鋼板の製造法。
2. （２）重量で、Ｓｉ：０．８〜５．２％、酸可溶性Ａｌ
   ：０．００８〜０．０４８％、残部：実質的にＦｅから
   なる鋼板に、７５０〜１２００℃の温度域で３０秒〜３
   ０分間の焼鈍を施した後、先ず、素材長手方向に４０〜
   ８０％の圧下率を適用する冷間圧延を施し、次いで前記
   冷間圧延における圧延方向に交叉する方向に３０〜７０
   ％の圧下率を適用するクロス冷間圧延を行いさらに、最
   初の素材長手方向冷間圧延と同一方向に５〜３３％の圧
   下率を適用する冷間圧延を行った後、７５０〜１０００
   ℃の温度域で短時間焼鈍を施した後、９００〜１２００
   ℃の温度域で高温仕上げ焼鈍することを特徴とする長手
   方向に均一な磁気特性を有する高磁束密度二方向性電磁
   鋼板の製造法。
3. （３）冷間圧延完了後、７５０〜１０００℃の温度域で
   短時間焼鈍を施す過程または、９００〜１２００℃の温
   度域で高温仕上焼鈍する過程における二次再結晶発現以
   前の昇温段階で、材料のＮ含有量の増分がトータルＮ量
   表示で０．００２〜０．０６％となる如く鋼板（ストリ
   ップ）を窒化処理する特許請求の範囲第１項或は第２項
   記載の方法。