JPH02125815A - 磁気特性の優れた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】 く産業上の利用分野〉 本発明は、主として電力トランスの鉄心に用いられる低
い鉄損値と高い磁束密度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。

〈従来の技術〉 一方向性珪素鋼板に要求される磁気特性は低い鉄損値と
高い磁束密度であり、一般に鉄損値はＷｌ７／５０　（
Ｗ／ｋｇ）で、磁束密度はＢＩＧ　（Ｔ）で評価される
ことが多い。

従来、鉄損を低減させる方法としてはＳｉ含有量を高め
る，成品厚を薄くする，成品の不純物を少なくする，２
次再結晶粒方位の（１１０）　（００１　）方位いわゆ
るゴス方位への集積度を高める、あるいは２次再結晶粒
を小さくするなどの方法が知られている。

特に上記鉄損改善方法のうち成品の不純物を少なくする
方法としては、特開昭６１−１７７３２０号公報に、次
のように開示されている。即ち鋼中に純化すべき硫化物
，セレン化物または窒化物のうち少なくともいづれか一
つを含有した二次再結晶粒から成る２．５〜４．５％Ｓ
ｉの珪素鋼帯を、水素ガスを主とした雰囲気中で、１１
００〜１２５０゜Ｃで３時間以上の均熱を行なう際、均
熱サイクルの前期の温度を、後期の温度より５゜Ｃ以上
高くし鋼中の硫化物，セレン化物．窒化物析出分ｎｋ．
相の溶体化を促進せしめるに充分な時間保持し、後期は
前期より５゜Ｃ以上低くし、前期で充分溶体化した鋼中
の不純物元素を鋼板表面に拡散せしめ、表面から純化・
ｕしめるに充分な温度域に、かつ鋼板表面に形成されて
いるフォルステライト被膜の還元が促進せず、また積層
鋼板のクリープ変形が促進しない温度域に保持する鉄損
値と被膜形成の改善方法である。

また特開昭６０−１３８０１６号公報には、一方向性珪
素鋼板を製造するにあたって、脱炭１次再結晶後の鋼板
表面にＭｈｏを主成分とする焼鈍分離剤のスラリーを塗
布する際、該スラリーの塗布量が局部的に異なった領域
をその相互間隔が４０ｍｍ以内に、塗布量差が１０〜５
０％になるように分散形成して、２次再結晶焼鈍に供す
る＠仮の成層姿勢における相互間に通気間隙を確保し、
その後常法に従う２次再結晶および純化焼鈍を施す方法
が開示されている。

〈発明が解決しようとする課題〉 しかしながら、前記の特開昭６１−１７７３２０号公報
では、複雑な仕上焼鈍のヒートサイクル，ガス雰囲気及
び露点の制御を必要とする上に、ガス雰囲気制御で減少
した鋼中の不純物はフォルステライト被膜中にトラップ
されており、実機組立後に歪取焼鈍を行う場合には、こ
の焼鈍によってフォルステライト被膜中の不純物が鋼中
に析出して仕上厚が薄くなるほど実機特性を劣化させる
。そのためこの技術は歪取焼鈍を必要としない積鉄心用
にしか使用できないという不利を有している。

一方特開昭６０−１３８０１６号公報は、塗布量差に基
づく通気性改善により最終仕上焼鈍を有利に導く方法で
、リンガ−ロールを加工して差厚部を連続的に形成させ
る訳であるが、スラリー状のために差厚制御が困難なこ
と、リンガ−ロールの摩耗が激しく処理費用がかさむな
どの欠点があった。

本発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、通常の製
造方法において、容易に不純物元素の排除を促進して薄
手一方向性珪素鋼の磁気特性をさらに改善する製造方法
を提供するものである。

〈課題を解決するための手段〉 本発明は重量％にて、Ｃ　：　０．０２０〜０．０８０
％。

Ｓｔ　：　２．５〜４．０％，　Ｍｎ　：　０．０３〜
０．１５％、Ｓ及び／又はＳｅを合計で０．００８〜０
．１００％、さらに必要に応じてＳｂ：　　０．００８
　〜０．１００％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる珪素鋼スラブを熱間圧延し、ついで１回又は中
間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を、最終冷間圧延の圧下
率が４０〜８０％の範囲にて施し、最終板厚に仕上げた
後、脱炭焼鈍についで焼鈍分離剤を塗布し最終仕上げ焼
鈍を施す一連の工程からなる一方向性珪素鋼板の製造方
法において、該最終仕上げ焼鈍のガス流量を２ｃｃ／分
・ｋｇ以上とすることを特徴とする特許た一方向性珪素
鋼板の製造方法であり、また本発明は、重量％にて、Ｃ
　：　　０．０２０〜０．０８０％，Ｓｔ：２、５　〜
４．０％，　Ｍｎ　：　０．０３〜０．１５％　酸可溶
性Ａｌ：０、０１０〜０．０７０％，　Ｎ　：　０．０
０３５〜０．（１１４０％、さらにＳ及び／又はＳｅを
合計で０．００８　〜０．１００％含み、残部ｒｅ及び
不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを熱間圧延し、熱
延板を焼鈍後、圧下率８０％以上の冷間圧延を施し、最
終板厚に仕上げた後、脱炭焼鈍についで焼鈍分離剤を塗
布し最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程からなる一方向性
珪素鋼板の製造方法において、該最終仕上げ焼鈍のガス
流量を２ｃｃ／分・ｋｇ以上とする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である。

〈作　用〉 以下本発明を具体的に説明する。

まず本発明に至った紅緯について説明する。

Ｃ　：　　０．０４３％（以降すべて重量％）　、　Ｓ
ｉ　：　３．２３％，　Ｍｎ　：　　０．０８３％，　
　Ｓ　：　　０．０２３％，　Ｓｅ：　０．０１７％ｓ
ｔ＋：　　０．０２５％を含み残部実質的にＦｅよりな
る珪素鋼スラブを通常の方法で２．２ｍｍの熱延板にし
、９５０’Ｃ　２癲の焼鈍を施し、酸洗後、中間厚０．
７０ｍｍに冷延し、ついで９７５℃２．５論の中間焼鈍
を施した。

ついで７３％の圧下率にて０．１９ｍｍ厚に冷延し、脱
脂後、８３０℃３ｍＩＴ＋湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍を
施したのち、ＭｇＯを主成分とした焼鈍分離剤を塗布し
てから仕上焼鈍を施した。この仕上焼鈍では、ドライＮ
．雰囲気中で常温から８４０℃までを３０゜Ｃ／Ｉｌｒ
の速度で昇温し、８４０’Ｃで４０ｔｌｒ保持して２次
再結晶を終了させたのちドライｌｂ雰囲気中で２５゜Ｃ
／ｌｌｒの速度で昇温したのち１２００゜Ｃで１０１１
ｒ保持後炉冷した。この仕上げ焼鈍の際のガス流量を鋼
板重量１ｋｇ当り０．１ｃｃ／分〜２０ｃｃ／分の範囲
に変化させた。

因みに、この時の常温から２次再結晶終了までの８４０
℃で４　Ｏ　ｆｌ　ｒ保持したときのガス流量と昇温時
４００゜Ｃ時点での雰囲気露点の関係を第１図に示す。

この図から、常温から２次再結晶終了までの間のガス流
量が２ｃｃ／分・ｋｇ以上の範囲を満足する場合に、昇
温時４００゜Ｃ時点での雰囲気露点がｏ′ｃ以下の低酸
化性になっていることが分かる。

さらに仕上げ焼鈍の後、焼鈍分離剤を除去した後、張力
コーティングを施し、フラットニング焼鈍を経て、エプ
スタイン試験片（３０Ｘ　２８０ｍｍ）に剪断後、ドラ
イＮｔ中で３１１ｒの歪取焼鈍を施して磁気特性の測定
と、ＭｇＯ除去後のフォルステライト被膜付の状態でＳ
，　Ｓｅ，　Ｎ成分の分析と、成品の２次再結晶マクロ
組織より２次再結晶率の測定を実施した。第２図に磁気
特性＋Ｂ＋。（Ｔ）、Ｗ１？／５０（Ｗ／ｋｇ）とＳ，
Ｓｅ及びＮの合計含有量及び２次再結晶率を示した。

図面から明らかなように、仕上げ焼鈍のガス流量が２ｃ
ｃ／分・ｋｇ以上の範囲を満足する場合に、２次再結晶
が十分に発達して２次再結晶率が改善し、かつ地鉄とフ
ォルステライト中のＳ，　Ｓｅ，　Ｎ成分が著しく減少
してＢ，。値が向上し、鉄損Ｗ１７／５０値が低下して
優れた一方向性珪素鋼が得られている。

仕上げ焼鈍のガス流量が２ｃｃ／分・ｋｇ未溝の場合は
、２次再結晶およびＳ．　Ｓｅ，　Ｈの純化が著しく阻
害されて磁気特性の改善は望み得ない。従って本発明で
は仕上げ焼鈍時のガス流量は２ｃｃ／分・ｋｇ以上に限
定される。また、ガス流量が２０ｃｃ／分・ｋｇを越え
ても同じ効果が維持されるが、使用ガスのコストも考慮
して、経済的な使用方法を採用すればよい。

次に鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由は次の
とおりである。

Ｃ　：　　０．０２０〜ｏ．ｏｅｏ％ Ｃが０．０２０％に満たないと脱炭焼鈍後における集合
組織が川なわれ、磁気特性の劣化を招き、方０．０８０
％を超えて多量に含まれると連続焼鈍による脱炭が困難
となり、やはり最終製品の磁気特性を劣化させるので、
Ｃ含有量は０．０２０　−　０．０８０％の範囲に限定
した。

Ｓｉ：２．５〜４．０％ Ｓｉが２．５％未満では、この発明で所期したほどの低
い鉄損値を得ることが難し《、一方４．０％を超えると
脆くなって冷間加工性の劣化を招き通常の工業的圧延が
困難になるので、Ｓｉ量は２．５〜４．０％の範囲に限
定した。

Ｍｎ　：　０．０３〜０．１５％ Ｍｎは、後述のＳおよびＳｅとそれぞれＭｎＳ、　Ｍｎ
Ｓｅを形成してインヒビクーとして仕上げ焼鈍において
１次再結晶粒の成長を抑制して（１１０）　（００１）
方位の２次再結晶粒を先鋭に発達させるのに有用な元素
であるが、０．０３％に満たないとその添加効果に乏し
く、一方０．１５％を超えると２次再結晶が生じなくな
るので０．０３〜０．１５％の範囲に限定した。

Ｓ及び／又はＳｅ　：　　０．００８〜０．１００％Ｓ
及びＳｅは、上述した如＜Ｍｎと結合してＭｎＳ。

ＭｎＳｅを形成させるために添加されるもので、少くと
もＳ、Ｓｅのいずれが１種または２種合計でｏ、ｏｏｓ
％が必要である。しかしながらあまり多量に添加される
とＳの場合は熱間割れを生じ、またＳｅの場合は高価な
元素であるためコストの上昇を招く不利があるので、そ
れぞれ単独添加の場合ならびに併用の場合いずれにおい
ても０．１００％を上限とした。

Ｓｂ：　　０．００８〜ｏ、ｉｏｏ％ ｓｂは０．１％を超えると冷間加工性を劣化させるとと
もに、磁気特性が劣化し、一方０．００８％未満では添
加効果が乏しいので、０．００８〜０．１００％の範囲
に規制する。

他にインヒビクーとして＾Ｓ、旧、　Ｐｂ、　Ｓｎ、　
ＣｕＴｅ、　Ｍｏ、　Ｗを単独または複合テ０．０１０
−０．２０％程度含有されることは本発明の効果を何ら
阻害しない。

これらはいずれか単独または複合で０．０１０％未満で
はインヒビターとしての役割を果垂ず、一方０．２０％
を超えて含有されるとインヒビターの役割を逸脱してむ
しろ磁気特性を劣化させることや、冷延性を著しく阻害
することから、上記各成分の含有量は単独および複合の
いずれの場合においても０．０１０〜０．２０％の範囲
とすることが望ましい。

酸可溶性ＡＩ：　　０．０１０〜０．０７０％２次再結
晶に／ＶＮを利用する場合、必要最低量のＪＶＮを確保
するためには酸可溶性ＡＩとして０．０１０％以上必要
であり、一方酸可溶性Ａ！として０．０７０％を超える
と熱延板内のＡＩＮの分散状態が不適切となり、２次再
結晶が不安定となるので０．０７０％以下とした。

Ｎ　：　０．００３５〜０．０１４０％上述したように
２次再結晶を行なわせるに必要な最低量のＡＩＮを確保
するためにＮとして０．００３５％以上が必要で、一方
Ｎが０．０１４０％を超えて多く含有すると八！Ｎの分
散が不適切となるために０．０１４０％以下とした。

次にこの発明に従う製造方法を工程順に具体的に説明す
る。

上記の好適成分組成に調整した珪素鋼素材を通常１２５
０°Ｃ以上の高温に加熱したのち、公知の方法によって
板厚１．２〜３．３ｍｍ程度の熱延板とする。

ついでこの熱延板に、必要に応じて８５０〜１１５０°
Ｃの範囲で短時間の焼鈍を行ない、この熱延板をＭｎｓ
、　ＭｎＳｅをインヒビターとするものは、１回の冷間
圧延または７５０〜１１００°Ｃ程度の中間焼鈍をはさ
む２回の冷間圧延によって最終板厚に仕上げるが、かか
る冷間圧延においては最終冷延圧下率を４０〜８０％と
することが肝要である。というのけ最終冷延における圧
下率が４０％に満たなかったり、８０％を超えた場合に
は脱炭焼純後に十分満足のいく程度に（１１０）　（０
０１）方位の集積度が高い１次再結晶組織が得雛＜、所
期した程の優れた磁気特性が得られないからである。

また／’ＵＮをインヒビクーとするものは圧下率が８０
％に満たないと脱炭焼鈍後に好適な（１１１）　（１１
’）方位の１次再結晶集合組織が得られずに十分に高い
磁束密度と低い鉄損値が達成できないので８０％以上に
限定した。なお、圧下率は９５％を趙える範囲で高くし
ても磁性はそれ以上に改善されず、反面、熱延板の板厚
が厚くなり、圧延能率が低下するので上限として９５％
程度の範囲で行なうことが望ましい。

ここで仕上厚は特に限定されないが、発明者らが種々実
験した結果によると、鋼中あるいはフォルステライト被
膜中に存在する不純物は、仕上厚が薄くなるほど磁性に
悪影響する程度が大きく、本発明は、０．２５ｍｍ以下
の薄手仕上の磁性改善により一層有利に適用できる。

次に最終冷延板は湿水素雰囲気中において７５０〜９０
０°Ｃの温度範囲で脱炭焼鈍し、Ｃ量を０．００３％以
下までに十分に脱炭する。その後、ＭｇＯ等の焼鈍分離
剤を塗布した後、最終仕上げ焼鈍を施す。

この最終仕上げ焼鈍の目的は、（１１０）　（００１）
方位の２次再結晶粒を十分に成長発達させると同時に鋼
板中にインヒビクーとして添加したＳ、Ｓｅその他Ｎ等
の不純物元素を純化除去する目的で施すもので通常箱焼
鈍によって行なわれるが、ＭｎＳ。

ＭｎＳｅをインヒビターとするものは、高い磁束密度と
低い鉄損値を得る場合、８２０〜９２０°Ｃ程度の温度
範囲に約１０時間以上保持して２次再結晶粒を十分成長
させたのち１０５０°Ｃ以上の高温に５時間以上保持し
て純化させることが望ましい。この仕上げ焼鈍サイクル
の場合、２次再結晶が完了するまではドライＮ２ガス（
Ａｒガスでもよいがコストアップとなる）で行なうが、
後述の純化用１１□ガスを早期に導入すると脱Ｓ、脱Ｓ
ｅが生じてインヒビター機能が損われるからであり、２
次再結晶が完了した時点で脱Ｓ、脱Ｓｅ、脱Ｎを促進さ
せる目的でＮ２から１１□ガスに切換えることが望まし
い。

一方インヒビクーをＪＶＮとするものは直上げタイプの
仕上げ焼鈍が通常であるがその場合もまた、ＭｎＳ、　
ＦＩｎＳｅをインヒビターとするものでも８２０〜９２
０°Ｃで２次再結晶保定を施さない通常の直上げタイプ
の仕上げ焼鈍の場合も、２次再結晶が完了してからｈか
ら１１□に切替えて純化焼鈍を行うことが好ましい。

上述したように、仕上げ焼鈍においては２次再結晶完了
まではＮ２ガス、純化時にはＮ２ガスを使い分けるが、
これら仕上げ焼鈍におけるガス流量として’１ｃｃ１分
・ｋｇ以上と限定した理由は次のとおりである。

脱炭焼鈍後にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布後１
００〜２００°Ｃで乾燥するが、まず箱焼鈍で常温から
昇熱される際にＭｇＯ中の結晶水が４００°Ｃ前後で放
出される訳であるが、この時点でＮ２ガス流量が２ＣＣ
Ｚ分・ｋｇ未満であれば、箱内の雰囲気が著しく酸化性
となって露点が０°Ｃ以上となり鋼板表面を著しく酸化
させて、鋼中のインヒビターＭｎＳ＋　ＭｎＳｅの表面
濃化を助長して抑制力機能が著しく低下する。たとえそ
の後の１１□切換後、ガス流量を２ｃｃ／分・ｋｇ以上
に増加して、純化はある程度改善されても成品の２次再
結晶率が劣化し磁気特性は所期した目的値に達せず、故
に、２次再結晶完了までに箱内の雰囲気を低酸化性に保
つために、２ｃｃ／分・ｋｇ以上のガス流量が必要であ
る。

Ｎ２から１１□ガスに切換後の純化では前述したごとく
やはり２ｃｃ／分・ｋｇ以上のガス流量にして雰囲気露
点を０°Ｃ以下に制御することが必要である。何故なら
、たとえ２次再結晶が十分でも、純化時ガス流量が２ｃ
ｃ／分・１８未満であると純化不十分による磁性劣化が
生じるからである。

このようにＮ２ガスと１１□ガス流量を増やすことによ
り、十分な２次再結晶化と十分な純化が達成でき、本発
明の目的を達成することができる。以上の理由から仕上
げ焼鈍におけるガス流量は２ｃｃ／分・ｋｇ以上に限定
した。

なお、仕上焼鈍に使用するＮｔ、　Ｈｚガスの純度を高
めたり、コイル層間隔を増加さゼたりする方法を併用す
ればなお一層の効果が得られる。

コスト的な面を考慮すれば、純化終了後炉冷に入った場
合再びＮ２ガスに切換えて、その場合はガス流量を低減
する等の方法も効果的である。

また、最近では仕上厚が薄手化する傾向にあるが、例え
ば０．３５ｍ＋ｎ厚仕上と０．１４ｍｍ仕上では、Ｍｇ
Ｏを同一コイル単重で、単位面積当りの塗布量を同量塗
布した場合、当然０．１４ｔｔｒｍ仕上の方が２．５倍
の結晶水を含んでいる訳で前述した如く、薄仕上はど不
純物の影響を受は易いことから、薄仕上はどガス流量を
増すような方法も適正な処理で所期した目標が達成され
る。

仕上焼鈍が終了した後、絶縁張力コーティングを施し、
フラットニング焼鈍して製品に仕上げるが、通常積鉄心
に用いる場合は所定寸法剪断後に歪取焼鈍は不要である
が、巻鉄心材の場合は歪取を施して評価されるので、発
明者らは仕上焼鈍後のフォルステライト付のまま板厚貫
通分析を実施して純化程度を評価している。これまでの
公知文献例えば特開昭６１−１７７３２０号公報も同様
に鋼中のＳ、Ｎ含有量で評価されているが、Ｓ、　Ｓｅ
、　Ｎ成分はフォルステライト中にほとんどがトラップ
されており、８００’Ｃ前後のフラットニング処理や巻
鉄心後の８００”Ｃで３１１ｒ程度の歪取焼鈍で容易に
フォルステライト中から鋼中に拡散浸入して実機特性を
著しく劣化させるからである。

かかる処理工程によって磁気特性の優れた一方向性珪素
鋼板を安定して得ることができる。

〈実施例〉 実施例Ｉ ＣＦ　０．０４８％、　Ｓｉ　：　３．２５％、　Ｍｎ
：　０．０８１％、Ｓ：　　０．０２５％、　Ｓｅ：　
　０．０２４％、　Ｓｂ：　　０．０１９％を含み残部
が実質的にＦｅより成る２００ｍｍ厚の連鋳スラブをい
ずれも１３８０°Ｃに１時間加熱後、２．２ｍ厚に熱延
し、９３０°Ｃ２飾の焼鈍後酸洗して０．６５ｍｍ厚に
中間冷延し、９８０°Ｃ１，５ｍｍの中間焼鈍後、圧下
率６６％で最終冷延し、０．２２ｍｍ厚に仕上げた。

次いで脱脂後、湿水素中で８４０°Ｃ５１ＩＩＩ間の脱
炭焼鈍を施したのち、ＭｇＯを主体とする分離剤を塗布
してから仕上焼鈍を施した。ドライＮ２雰囲気中で常温
から３０°Ｃ／ｈの昇熱速度で昇温し８４０’Ｃで４０
時間保持して２次再結晶を完了させた後、ドライＮ２雰
囲気に変更して２５°Ｃ／ｈの昇熱速度で１２００°Ｃ
まで昇熱し、１０時間保定律３０°Ｃ／ｈで冷却し５０
０°Ｃに到達した後ドライＮ、雰囲気とした。この仕上
焼鈍の際の２次再結晶完了までのＮ２雰囲気のガス流量
を４水準に、また純化焼鈍領域の１１□雰囲気のガス流
量を４水準に変更した。Ｎ２雰囲気の露点（ＤＰ）は４
００°Ｃに昇温された時点で測定した。

仕上焼鈍後にＭｇＯを除去して張力コーティングを施し
フラットニング焼鈍した。エプスタインサイズの試片に
剪断後、８００°Ｃ３１１ｒで歪取焼鈍後０．５−重さ
で磁気特性Ｂ、。（Ｔ）　、　Ｗ１？１５０　（Ｗ／ｋ
ｇ）を測定した。また、仕上げ焼鈍後ＭｇＯを除去した
フォルステライト被膜付のＳ、　Ｓｅ、　Ｎ成分の分析
と成品板のマクロ組織より２次再結晶率の測定を行ない
、第１表に３成分の合計含有量、２次再結晶率と磁気特
性を示す。

同表から明らかなように、ガス流量がＮ２．＋１□ガス
ともにこの発明の適正範囲を満たしているものは、十分
な２次再結晶化と仕上げ焼鈍後の純化が促進されて、高
い磁束密度と低い鉄損値が得られている。

実施例２ Ｃ：　　０．０５５％　Ｓｉ　：　３．２０％、　Ｍｎ
　：　０．０８８％、Ｓ：　　０．０２５％９酸可溶性
Ａｔ：　　０．０２８％、　Ｎ　：　０．００９１％を
含み残部実質的にＦｅよりなる２２０胴厚の連鋳スラブ
をいずれも１４００°Ｃに１時間加熱後１．８ｍｍ厚に
熱延し、１０５０°Ｃに１癲の焼鈍後、酸洗して８９％
の冷延圧下率で０．２０ｍｍ厚に仕上げ、脱脂後、湿水
素中で８４０°Ｃ，２ｍｍの脱炭焼鈍後、ＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布したのち、仕上焼鈍を施した
。ドライＮ２中で１０００”Ｃまでを３５°Ｃ／ｈｒの
昇熱速度で昇熱して２次再結晶を完了させ、ドライＨ２
に切換えて１２００°Ｃまでを２５°Ｃ／ｈの昇熱速度
で昇熱後、１０時間の保定を実施して純化焼鈍を施し、
４０°Ｃ／ｈｒの冷却速度で冷却し途中６００°Ｃの温
度に達した時ドライＮ２に切換えた。この仕上焼鈍の際
のガス流量を、２次再結晶完了までのドライＮ２と純化
時のドラ伺１□を４水準に変化させた。なおＮ２雰囲気
の露点（ＤＰ）は４００°Ｃに昇温された時点で測定し
た。

仕上げ焼鈍後、ＭｇＯを除去して張力コーティングを施
し、フラットニング焼鈍を実施した後、エプスタインサ
イズの試片に剪断後、８００°Ｃで３１１ｒの歪取焼鈍
後、０．５ｋｇの測定重量で磁気特性ｎ１゜（Ｔ）　、
　Ｗ１？１５０　（Ｗ／ｋｇ）を測定した。また、仕上
焼鈍後ＭｇＯを除去したフォルステライト被膜付のＳ、
Ｎ成分の分析と、成品板のマクロ組織より２次再結晶率
の測定を行ない、第２表に２成分の合計含有量と２次再
結晶率、磁気特性を示した。

同表から明らかなように、この発明適正範囲を満たして
いるものは、十分な２次再結晶化及び純化と高い磁束密
度と低い鉄損値が得られた。

実施例３ Ｃ：　　０．０４９％、　Ｓｉ　：　３．３９％、　Ｍ
ｎ　：　　０．０８７％、　Ｓｅ：　　０．０２７％を
含み残部実質的にｒｅよりなる１８０肛厚の連鋳スラブ
をいずれも１３６０’Ｃに１時間加熱後１　、３　ｍｍ
厚に熱延し、９１０°Ｃ２ｍｔｎの焼鈍後酸洗して０．
４０胴厚に中間冷延し、９５０°Ｃ２ｍｍの中間焼鈍後
圧工率６５％で最終冷延し、Ｏ，１４ｍｍ厚に仕上げた
。

次いで脱脂後湿水素中で８２０“Ｃ３１１０間の脱炭焼
鈍を施したのち、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布
し、仕上げ焼鈍を施した。ドライＮ２中で３３°Ｃ／ｈ
ｒの昇熱速度で８３５°Ｃで４５１１ｒ保定して２次再
結晶を完了させたのちドライ１１□ガスに切替えて３０
°Ｃ／ｈｒの昇熱速度で昇熱し１２００’Ｃで１０ＩＩ
ｒ保定による純化焼鈍後３５°Ｃ／ｈｒの冷却速度で冷
却し、途中５５０°ＣでドライＮ２ガスに切替えた。こ
の仕上げ焼鈍の際のガス流量を、２次再結晶完了までの
Ｎ２と純化焼鈍の１１□をそれぞれ４水準に変更した。

なおＮ２雰囲気の露点（ＤＰ）は４００°Ｃに昇温され
た時点で測定した。

仕上げ焼鈍後にＭｇＯを除去して張力コーチイングを施
し、フラントニング焼鈍後エプスタイン試片ザイズに剪
断後、８００°Ｃで３ｔｌｒの歪取焼鈍を実施し、０　
、５　ｋｇ重さで磁気測定し、Ｂ１゜（Ｔ）、ｗ１７１
５０　（Ｗ／ｋｇ）を、また仕上げ焼鈍後ＭｇＯを除去
したフォルステライト被膜付のＳｅ、　Ｎ成分の分析と
２次再結晶率の測定を行った結果を第３表に示した。

同表から明らかなように、本発明適正範囲を満たしてい
る条件のものは十分な２次再結晶化及び純化が達成され
優れた磁気特性が得られた。

実施例４ Ｃ：　　０．０５５％、　Ｓｉ　：　３．２０％、　Ｍ
ｎ　：　　０．０８８％、Ｓ：　　０．０２８％、　Ｓ
ｅ：　　０．０１８％、酸可溶性Ａ１７　０．０３０％
、　Ｎ　：　０．００９５％を含み残部実質的にＦｅよ
りなる１８０ｍｍ厚連鋳スラブをいずれも１３６０’Ｃ
に１時間加熱後、１．６胴厚に熱延し、１０２５°Ｃに
ｌ　ｍｌｎ焼鈍後酸洗して８９％の冷延圧下率で０．１
７ｍｍ厚に仕上げ脱脂後、湿水素中で８２５”Ｃ、２ｍ
Ｉｎの脱炭焼鈍後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布した後、仕上げ焼鈍を実施した。

ドライＮ２中で１０００°Ｃまでを３７．５°Ｃ／Ｉｌ
ｒの昇熱速度で昇温しで２次再結晶を完了させた後にド
ライ１（２に切替えて１２００′Ｃまでを３０°Ｃ／ｈ
ｒの速度で昇熱して、１０時間保定して純化焼鈍し、そ
の後４０°Ｃ／１１ｒの速度で冷却して途中６００’Ｃ
の温度に達した時ドライＮ２ガスに切替えた。この仕上
焼鈍の際のガス流量を、２次再結晶完了までのドライＮ
２と純化時のドライ１１□を４水準に変化させた。なお
Ｎ２雰囲気の露点（ＤＰ）は４００°Ｃに昇温された時
点で測定した。

仕上げ焼鈍後、ＭｇＯを除去して張力コーティングを施
し、フラットニング焼鈍後エプスタイン試片サイズに剪
断後、８００°Ｃで３１１ｒの歪取焼鈍後、０．５ｋｇ
の測定重量で磁気測定Ｂ１゜（Ｔ）、Ｗ１７１５０（Ｗ
／ｋｇ）を測定し、また、仕上げ焼鈍後ＭＰ、０を除去
したフォルステライト被膜付のＳ、　Ｓｅ、　　Ｎ成分
の分析および２次再結晶率の測定を行い、第４表に３成
分の合計含有量と２次再結晶率、磁気特性を示した。

同表から明らかなように、本発明の条件を満たしている
ものは、十分な２次再結晶化及び純化と優れた磁気特性
を得た。

実施例５ Ｃ：　　０．０４３％、Ｓｔ：３．１５％、　Ｍｎ：　
　０．０８７％、Ｓ：　　０．０２４％を含み残部実質
的にｒｅよりなる２４０薗厚の連鋳スラブをいずれも１
３９０°Ｃに１時間加熱後２．４ｍｍ厚に熱延し、酸洗
後０．８０ｍに中間冷延し９３０°Ｃ，２ｍ＋ｎ間の中
間焼鈍後、６９％の冷延率で０．２５ｍｍ厚に最終冷延
し、脱脂後、湿水素中で８２０゛Ｃで３　ｍａｎ間の脱
炭焼鈍を施したのち、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を
塗布してから、仕上げ焼鈍を実施した。ドライＮ２中で
３５”Ｃ／ｌｌｒの速度で昇熱し、２次再結晶が完了し
た９２５°ＣでドライＮ２ガスに切替え同じ昇熱速度で
昇温し１２００°ＣにＬｏｌｌ　ｒ保持して純化を完了
させ、３５°Ｃ／ｈｒの速度で冷却し、途中６５０°Ｃ
でドライＮ２ガスに切替えた。この仕上焼鈍の際のガス
流量を２次再結晶完了までのドライＮ２と純化領域のド
ライ１１□ガスについて４水準に変更した。なおＮ２雰
囲気の露点（ＤＰ）は４００’Ｃに昇温された時点で測
定した。

仕上焼鈍後にＭｇＯを除去して張力コーティングを施し
、フラットニング焼鈍を行った後、エプスタインサイズ
の試片に剪断後、８００°Ｃで３Ｈｒの歪取焼鈍後０．
５ｋｇ重さで磁気特性Ｂ１゜（Ｔ）　、　Ｗ１７１５０
　（Ｗ／ｋｇ）を測定するとともに、仕上げ焼鈍後Ｍｇ
Ｏを除去したフメルステライト被膜付のＳＮ成分の分析
及び２次再結晶率の測定を行ない第５表に示した。

同表から明らかなように、ガス流量がＮｚ、　Ｉｔ、と
もにこの発明の範囲を満たしているものは、２次再結晶
化と仕上焼鈍後の純化が十分に促進されて高い磁束密度
と低い鉄損値が得られている。

実施例６ Ｃ：　　０．０５０％、　Ｓｔ　：　３．３５％１Ｍ口
４　０．０８６％とインヒビターとし７Ｓ　：　　０．
０２５％、　Ｓｅ：　　０．０１５％のほかにＳｂ：　
　０．０２０％、　Ｍｏ：　　０．０１５％、　Ｂｉ　
：　　０．０１７％、　Ｔｅ：　　０．０１９％を含み
残部実質的にＰｅより成る２２０胴厚の連鋳スラブをい
ずれも１０００°Ｃに１時間加熱後、２．２＋ｎｍ厚に
熱延し、９６０°Ｃで１　、５　ｍｍの焼鈍後酸洗して
０．６４ｍｍ＋厚に中間冷延し９５０’Ｃで２　ｍＩｎ
の中間焼鈍後圧上率６６％で最終冷延して０．２２胴厚
に仕上げた。

次いで脱脂後、湿水素中で８４０°Ｃで３　ｍｍ間の脱
炭焼鈍を施したのち、ＭＲＯを主体とする分離剤を塗布
してから仕上焼鈍を施す。この際にドライＮ２雰囲気中
で常温から３５″Ｃ／ｈの昇熱速度で昇熱し、８４５°
Ｃで３５時間保持して２次再結晶を完了させた後、ドラ
イ１（２雰囲気に変更して３０″Ｃ／ｈの昇熱速度で１
２００°Ｃまで昇温しで１０時間保定後、３５″Ｃ／ｈ
で冷却して５００°Ｃに到達した後ドライＮ２雰囲気に
切換えた。この仕上げ焼鈍の際の２次再結晶完了までの
Ｎ２雰囲気のガス流量を４水準に純化焼鈍の領域の１１
□雰囲気のガス流量を４水準に変更した。

なおＮ２雰囲気の露点（ＤＰ）は４００°Ｃに昇温され
た時点で測定した。

仕上げ焼鈍後にＭｇＯを除去して張力コーティングを施
し、フラットニング焼鈍した後エプスタインサイズの試
片に剪！ｌｒ後、８００℃で３１１ｒの歪取焼鈍後０．
５ｋｇ重さで磁気特性Ｂ、。（Ｔ）　、　Ｗ１７１５０
（Ｗ　／　ｋｇ　）を測定した。また仕上げ焼鈍後Ｍｇ
Ｏを除去したままのフォルステライト被膜付のＳ、Ｓｅ
Ｎ成分の分析及び２次再結晶率の測定を行ない、第６表
に３成分の合計含有量と２次再結晶率、磁気特性を示す
。

同表から明らかなように、ガス流量がＮ２．　Ｎ２ガス
ともに本発明の範囲を満たしているものは、高い磁束密
度と低い鉄損値が得られている。

実施例７ Ｃ：　　０．０５３％、　Ｓｉ　：　３．２５％、　Ｍ
ｎ：　　０．０８９％及びインヒビターとしてのＳ　：
　　０．０２２％、　Ｓｅ：　　０．０１８％、酸可溶
性ＡＩ：　　０．０２３％、　Ｎ　：　０．００９９％
の他にＳｎ　：　　０．０７７％、　Ｃｕ　：　　０．
０８３％を含み残部実質的にＦｅより成る２２０ｍｍ厚
の連鋳スラブをいずれも１４２５°Ｃに１時間加熱後、
２　、０　ｍｍ厚に熱延し、１０３０°Ｃに１．５癲の
焼鈍後、酸洗して９０％の冷延圧下率で０．２０＋ｎｍ
厚に仕上げ、脱脂後湿水素中で８４５°Ｃで２．５廟の
脱炭焼鈍後、ＭＢＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
たのち、仕上げ焼鈍を施した。ドライＮ２中で１０２５
°Ｃまでを４０″Ｃ／ｈの昇熱速度で昇熱して２次再結
晶を完了させ、ドライＩ＋、に切換えて１２００°Ｃま
でを２０″Ｃ／ｈの速度で昇熱し、１０時間保定律４５
°Ｃ／ｈの速度で冷却し途中５５０’Ｃの温度に達した
ときドライＮ２に切換えた。この仕上げ焼鈍の時のガス
流量を２次再結晶完了までのドライＮ２と純化時のドラ
イ１１□についてそれぞれ４水準に変化させた。なおＮ
２雰囲気の露点は４００°Ｃに昇温された時点で測定し
た。

仕上げ焼鈍後、ＭｇＯを除去して張力コーティングを施
しフラットニング処理を経てエプスクインサイズの試片
に剪断後、８００°Ｃで３１１ｒの歪取焼鈍を実施した
後、０　、５　ｋｇの重量で磁気特性Ｂｏｏ　（Ｔ）と
ＷＩ７１５０　（Ｗ／ｋｇ）を測定した。また仕上焼鈍
ｆ＆　ｈＯを除去したフォルステライト被膜付のＳ。

Ｓｅ、　Ｎ成分の分析及び２次再結晶率測定を行い、第
７表に３成分の合計含有量と２次再結晶率、磁気特性を
示した。

同表から明らかなように、本発明適正範囲を満たしてい
るものは優れた磁気特性が得られた。

実施例８ Ｃ：　　０．０４９％　Ｓｉ　：　３．３１％、　Ｍｎ
：　　０．０８５％及びインヒビターとしてＳ　：　　
０．０２５％、　Ｓｅ：　　０．０２３％を含み残部実
質的にＦｅより成る２２０ｍｍ厚の連鋳スラブをいずれ
も１４２０°Ｃに１時間加熱後３．０＋ｎｍＪｌに熱延
し、９５０°Ｃで２価の焼鈍後酸洗して、０．９０ｍｍ
厚に中間冷延し、９５０°Ｃで２駒の中間焼鈍後圧工率
６６．７％で最終冷延して０．３０ｍｍ厚に仕上げた。

次いで脱脂後、湿水素中で８３５°Ｃで３　ｍｍ間の脱
炭焼鈍を施したのち、ＭｇＯを主体とする分離剤を塗布
してから、仕上焼鈍を施す。この際にドライＮ２雰囲気
中で常温から３５°Ｃ／ｈの昇熱速度で昇熱し、８４０
°Ｃで４０時間保持して２次再結晶を完了させた後、ド
ライ１１□雰囲気に変更して３５°Ｃ／ｈの昇熱速度で
１２００°Ｃまで昇温しで１０時間保定後、３５°Ｃ／
ｈで冷却して５００’Ｃに到達した後に、ドライＮ２雰
囲気に切換えた。この仕上げ焼鈍の際の２次再結晶完了
までのＮ２雰囲気のガス流量を４水準に、純化焼鈍の領
域の１１□雰囲気のガス流量を４水準に変更した。なお
Ｎ２雰囲気の露点は４００°Ｃに昇温された時点で測定
した。

仕上げ焼鈍後、ＭｇＯを除去して張力コーティングを施
し、フラットニング焼鈍した後エプスタインザイズの試
片に剪断後、８００°Ｃで３１１ｒの歪取焼鈍を行い０
．５ｋｇの重さで磁気特性Ｂ１゜（Ｔ）とＷ１７１５０
　（Ｗ／ｋｇ）を測定した。また仕上焼鈍後ＭｇＯを除
去したままのフォルステライト被膜イリのＳ、　Ｓｅ、
　Ｎ成分の分析と、成品板のマクロ組織より２次再結晶
率の測定を行った結果を第８表に示した。

同表から明らかなように、本発明適正範囲を満たしてい
る条件のものは、十分な２次再結晶と仕上焼鈍後の純化
が促進されて高い磁束密度と低い鉄Ｊ員値が得られてい
る。

実施例９ Ｃ：　　０．０５４％、　Ｓｉ　：　３．２６％、■ｎ
：　　０．０９０％及びインヒビターとしてＳｅ　：　
　０．０２８％、酸可溶性Ａｌ二０．０３０％、　Ｎ　
：　０．０１０５を含み残部実質的にｒｅより成る２２
０ｍｍ厚の連鋳スラブをいずれも１４２５°Ｃに１時間
加熱後３　、０　ｍｍ厚に熱延し、１０５０°Ｃでｌ　
ｓｉｎの焼鈍後、酸洗して８８．５％の冷延圧下率で０
．３５ｍｍ厚に仕上げ、脱脂後湿水素中で８４０°Ｃで
３１１ｎの脱炭焼鈍後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布したのち、仕上げ焼鈍を施した。ドライＮ２中
で常温から１０００’ｃまでを３５°Ｃ／ｈの速度で昇
熱して２次再結晶を完了させた後にドライ１１□に切換
えて１２００°Ｃまでを２５°ｃ／ｈの速度で昇熱し、
１０時間保定律５０’Ｃ／　ｈの速度で冷却し途中５５
０”Ｃの温度に達したときにドライＮ２に切換えた。こ
の仕上げ焼鈍の時のガス流量を２次再結晶完了までのド
ライＮ２と純化時のドライ１１□についてそれぞれ４水
準に変化さゼた。なおＮ２雰囲気の露点（ＤＰ）は４０
０°Ｃに昇温された時点で測定した。

仕上げ焼鈍後、ＭｇＯを除去して張力コーティングを施
しフラットニング処理を経てエプスタインサイズの試片
に剪断後、８００°Ｃで３１１ｒの歪取焼鈍を実施した
後、０．５ｋｇの重量で磁気特性Ｂ、。（Ｔ）とＷＩ７
１５０　（Ｗ／ｋｇ）を測定した。また仕上焼鈍後Ｍｇ
Ｏを除去したフォルステライト被膜付のＳｅＮ成分の分
析と、成品板のマクロ組織により２次再結晶率測定を行
い、第９表に３成分の合計含有量と２次再結晶率及び磁
気特性を示した。

同表から明らかなように、本発明適正範囲を満たしてい
るものは優れた磁気特性が得られた。

〈発明の効果〉 かくして、本発明によれば十分に高い磁束密度と低い鉄
損値を有する薄手一方向性珪素鋼板が容易に安定して得
られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、仕上焼鈍におけるガス流量と雰囲気露点の関
係を示すグラフ、第２図は、仕上げ焼鈍におけるガス流
量が、仕上焼鈍ＭｇＯ除去後のフォルステライト被膜付
のＳ、　Ｓｅ、　Ｎ成分の合計含有量、成品板の２次再
結晶率及び歪取焼鈍後の磁気特性［８１゜（Ｔ）　、　
Ｗ１７１５０　（Ｗ／ｋｇ）　ｌに及ぼす影響を示すグ
ラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％にて、Ｃ：０．０２０〜０．０８０％、Ｓｉ
   ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、さ
   らにＳ及び／又はＳｅを合計で０．００８〜０．１００
   ％含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼ス
   ラブを熱間圧延し、ついで１回又は中間焼鈍をはさむ２
   回の冷間圧延を、最終冷間圧延の圧下率が４０〜８０％
   の範囲にて施し、最終板厚に仕上げた後、脱炭焼鈍につ
   いで焼鈍分離剤を塗布し最終仕上げ焼鈍を施す一連の工
   程からなる一方向性珪素鋼板の製造方法において、該最
   終仕上げ焼鈍のガス流量を２ｃｃ／分・ｋｇ以上とする
   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。 ２、重量％にて、Ｃ：０．０２０〜０．０８０％、Ｓｉ
   ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、Ｓ
   ｂ：０．００８〜０．１００％、さらにＳ及び／又はＳ
   ｅを合計で０．００８〜０．１００％含み、残部Ｆｅ及
   び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを熱間圧延し、
   ついで１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を、最
   終冷間圧延の圧下率が４０〜８０％の範囲にて施し、最
   終板厚に仕上げた後、脱炭焼鈍についで焼鈍分離剤を塗
   布し最終仕上げ焼鈍を施ず一連の工程からなる一方向性
   珪素鋼板の製造方法において、該最終仕上げ焼鈍のガス
   流量を２ｃｃ／分・ｋｇ以上とする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。 ３、重量％にて、Ｃ：０．０２０〜０．０８０％、Ｓｉ
   ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、酸
   可溶性Ｍ：０．０１０〜０．０７０％、Ｎ：０．００３
   ５〜０．０１４０％、さらにＳ及び／又はＳｅを合計で
   ０．００８〜０．１００％含み、残部Ｆｅ及び不可避的
   不純物からなる珪素鋼スラブを熱間圧延し、熱延板を焼
   鈍後、圧下率８０％以上の冷間圧延を施し、最終板厚に
   仕上げた後、脱炭焼鈍についで焼鈍分離剤を塗布し最終
   仕上げ焼鈍を施す一連の工程からなる一方向性珪素鋼板
   の製造方法において、該最終仕上げ焼鈍のガス流量を２
   ｃｃ／分・ｋｇ以上とする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。