JPH0222422A - 磁気特性に優れた一方向性けい素鋼板の製造方法 - 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】 （産業上の利用分野） この発明は、磁気特性に優れた一方向性けい素鋼板の製
造方法に関し、磁気特性中でも磁束密度の有利な改善を
図ろうとするものである。

（従来の技術） 主として変圧器や電動機などの鉄心材料として用いられ
る一方向性けい素鋼板に要求される特性は、一定の磁化
力において得られる磁束密度が高いこと、および一定の
磁束密度を与えた場合にその鉄損が低いことである。通
常これらの代表値としては、磁化力８００Ａ／ｍにおけ
る磁束密度Ｂ８（Ｔ：テスラ）および磁束密度１．７０
Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損ＷＩ７１５゜（Ｗ／ｋ
ｇ）が採用されている。

これらの両特性を含む磁気特性を向上させるためには、
現在まで多くの研究がなされ、特に素材の成分、熱間お
よび冷間圧延法、熱処理方法等の改善によってそれぞれ
少なからざる成果が得られている。

従来の一方向性けい素鋼板は、通常Ｓｉ：２．５〜４．
５ｗｔχ（以下単にχで示す）を含む低炭素鋼に微量の
Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ａｌ、Ｓｎ、ＮおよびＢ等のイ
ンヒビター形成元素を添加した素材を熱間圧延した後、
１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を経て
、該冷延鋼板に脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、し
かるのち最終仕上げ焼鈍工程において２次再結晶処理を
施すことによって２次再結晶粒を（１１０）＜００１＞
方位に高度に集積させると共に、引き続く純化焼鈍によ
って鋼板中の不純物を除去することにより良好な磁気特
性を得ている。

この際、２次再結晶粒の方位が（１１０）　＜ｏｏｌ＞
へ集積するほど鋼板の磁束密度は高くなるが、−方で巨
大な２次粒と成り易く、粒内の磁区幅が増し、渦流損の
増加により鉄損特性が劣化する傾向にあった。そこで２
次粒を微細化することを目的とした努力が種々施され、
例えば特開昭６０−８９５２１号公報では、再結晶促進
域と遅滞域を交互に設け２次粒の核発生を増しかつ成長
を阻止することで２次粒の微細化を図り鉄損を向上させ
る方法が提案されている。しかしながら、近年物理的な
局所歪の導入による磁区細分化技術（たとえば特開昭５
８−２６４１０号公報）の確立により、とくに２次粒を
微細化せずとも低鉄損が得られるようになったため、技
術開発の方向は、磁束密度の向上に傾いている。

この点、特公昭５８−５０２９５号公報では、２次再結
晶時に一方向の温度勾配を与え、（１１０）　＜ｏｏｌ
＞方位の２次粒を選択成長させることで高い磁束密度を
得る方法が開示されている。この方法は、相対的に高温
では２次粒の核発生速度が大きく、−方低温では粒成長
速度が大きいという、２次再結晶に特有の現象を利用し
たものであり、発生した２次粒を温度勾配を与えながら
加熱することによって巨大に粒成長させて、鋼板全体の
方向性を向上させようとするものである。

（発明が解決しようとする課題） しかしながら２次再結晶が進行するような高温度域で、
しかも数十トンもあるようコイルに特定の温度勾配を与
えることは、温度勾配付与技術および温度制御技術いず
れの面からも極めて難しく、さらに上記の方法では、最
初に発生する２次粒については何ら工夫が施されていな
いために、最初に核発生した２次粒の方位によって板金
体の特性が大きく影響されるという、言わば偶然性に負
うところが大きく、従って必ずしも常に高い磁束密度が
得られるわけではないところに問題を残していた。

この発明は上記の問題を有利に解決するもので、２次再
結晶前の低温度域において特殊な熱処理を施すことによ
って、（１１０）　＜００１＞方位に対する配向性が極
めて良い２次粒の核を高い確率の下で、優先的にしかも
局所的に発生させると共に、その後の２次再結晶におい
てこの粒を優先的に成長させ、もって２次粒の方位がゴ
ス方位に高度に揃ったひいては高磁束密度の一方向性け
い素鋼板を安定して製造することができる有利な方法を
提案することを目的とする。

（課題を解決するための手段） さて発明者らは、上記のような問題を解決子べ（鋭意研
究を重ねた結果、 ｉ）とくに高温の２次再結晶時における温度勾配を制御
しな（でも、鋼板の２次再結晶開始温度を制御してやれ
ば、（１１０）　＜００１＞方位の２次粒を優先的に選
択成長させ得ること、ｉｉ）また核発生と粒成長に関す
る研究を系統的に進めた結果、鋼板の板面内での集合組
織またはインヒビターによる抑制力を変化させることに
よって２次再結晶開始温度（Ｔ　ｓｒ）が変化すること
、 ｊｉ）さらにＴｓｒを鋼板の位置によって変化させてや
れば、２次再結晶時に温度勾配を付与しなくても、極め
て高い磁束密度の製品が得られること の知見を得た。

この発明は、」二記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを、熱間圧延し
、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延
を施して最終板厚としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を
施し、しかるのち２次再結晶焼鈍ついで純化焼鈍を施す
一連の工程によって一方向性けい素鋼板を製造するに当
り、脱炭・１次再結晶焼鈍後、２次再結晶焼鈍前の段階
において、２次再結晶前熱処理として、鋼板に対し、温
度勾配を有し、かつ高温側の温度が６５０　℃以上、２
次再結晶開始温度未満の範囲になる傾斜焼鈍を、５〜１
００時間にわたって施すことから成る磁気特性に優れた
一方向性けい素鋼板の製造方法である。

以下、この発明の解明経緯について説明する。

Ｔ　Ｓ　ｒを鋼板の位置によって変化させる技術として
発明者らは先に、素材のＣ含有量を変化させる方法（特
願昭６２〜１１２４０２号）や２回冷延法で中間焼鈍温
度を位置によって変化させる方法（特願昭６２−１１２
４０５号）を開発し、出願した。

しかしながらこれらの技術は、２次再結晶前の１次再結
晶集合組織やインヒビターを直接制御するものではなく
、それ以前の工程条件に工夫を加えて所望の効果を得よ
うとするものであるため、その効果において安定性に欠
ける傾向があった。

この発明は、上記の欠点を除き、最終仕上げ焼鈍工程前
において直接、１次再結晶集合組織やインヒビターを制
御することによって、２次再結晶が開始する温度Ｔｓｒ
を鋼板の位置によって変化させるという画期的なもので
あり、（１１０）　＜００１＞方位への集積度が高い従
って磁束密度が高い２次再結晶組織が得られる。

この点、従来の一方向性けい素鋼板の製造方法では、２
次粒の核発生頻度が高いため（１１０１＜００１＞方位
粒を十分に選択成長させることはできなかった。

しかしながら発明者らの研究により、鋼板内で（１１０
）　＜００１＞方位の核発生時期を局所的にずらすこと
で、先に発生した（１１０）　＜００１＞方位粒を選択
的に成長させることができ、かくして磁束密度の極めて
高い２次再結晶組織が得られることが究明されたのであ
る。

一方向性けい素鋼板の２次再結晶開始温度は、通常８０
０〜１１００℃の範囲にあるが、その成分、製造工程に
より鋼板固有の温度が決まる。ここで２次再結晶開始温
度は、最終冷延後、脱炭・１次再結晶焼鈍板を一定温度
で１０ｈ保持したときの、２次再結晶粒の発生した温度
を指標として用いるが、インヒビターとしてＡｌＮを使
用した場合と使用しない場合とでは、この温度が大きく
異なる。すなわらＡｌＮがインヒビターとしての機能を
果たすべく微細に鋼中に分散した素材においては、Ｔｓ
ｒは１０００°Ｃ以上であるのに対して、インヒビター
としてＡｌＮを使用しない場合２次再結晶開始温度は低
く、８００〜９００°Ｃ程度である。

通常、この２次再結晶開始温度以上の温度での焼鈍を長
時間行うことで２次再結晶を完了させることができるが
、この発明では、かかる２次再結晶焼鈍に先立ち、製造
条件に工夫を加えて、該鋼板の２次再結晶開始温度が鋼
板内で変化するように処理し、結果的に２次再結晶時に
２次再結晶が生じる鋼板内の位置を局所化させると共に
、他領域においては、２次再結晶粒が成長し易い地鉄素
地を形成させて、（１１０）　＜００１＞方位に高度に
揃った、２次粒を他領域に蚕食させて巨大な粒に成長せ
しめることで２次再結晶を完了させることが大きな特徴
である。なおこの際２次再結晶粒の大きさは、２次再結
晶温度の分布状態に依存するため、鋼板の２次再結晶温
度の温度差を制御することによって高磁束密度を維持し
たまま２次再結晶組織の制御も可能となる。

さてこの発明の端緒となったのは次に述べる現象を解明
したことによる。

すなわち、ＭｎＳ　とｓｂを主要インヒビターとする素
材に関し、特開昭５０−１２３５１７号公報に記載され
ているような８７０°Ｃで３０時間の２次再結晶のため
の低温保定を含む仕上げ焼鈍をコイル規模で箱焼鈍して
いる際、製品の磁気特性として、時に極めて磁束密度の
高いものが得られる場合があった。

この時得られた製品の２次再結晶粒について調べたとこ
ろ−１１０〜１００皿と極めて巨大なものであった。

そこで発明者らは、この現象について詳細に検討した結
果、かような現象は８７０°Ｃでの低温保定に入る前の
昇温過程におけるコイル内の温度の不均一性と関連し、
コイル内での温度不均一の度合いが高い場合に生じるこ
とが判明した。

コイルのような重量物を箱焼鈍する場合、例え・ば特公
昭５９−２４１６７号公報の第６図にも示されているよ
うに、昇温過程においてコイルの幅方向に温度差、すな
わち温度勾配が生じることは公知の事実である。一方向
性けい素鋼コイルを箱焼鈍する場合は、２次再結晶時の
保定温度を場所的にも時間的にもできる限り一定とする
ための温度制御装置を付帯させているので、玉揚公報の
例はどには温度差はないが、それでも昇温過程において
は、コイル幅方向に温度差が生じることは免かれ得ない
。このため、温度制御の良くない場合には、前述のよう
な現象が生じたものと考えられる。

この発明は、上述したような現象を生起させる機構を解
明し、もって有利な方法で製品の磁気特性を向上させる
技術を新規に開発したものである。

さて発明者らは、２次再結晶前における熱処理によって
、板幅方向（圧延直角方向）における２次再結晶開始温
度Ｔｓｒが変化することを見出した。

第１図に、Ａ１を０．０２５　ｗｔχ（以下単に％で示
す）含有する幅１００　ｍｓの脱炭・１次再結晶板３コ
イルを、圧延方向に対し直角方向（板幅方向）に高温側
：８８０°Ｃ１低温側：　６３０℃で２５°Ｃ／ｃｍの
温度勾配を与えてそれぞれ、２時間、１０時間、３０時
間焼鈍した後、圧延方向に１１分割して１０００°Ｃか
ら１１００°Ｃにわたる温度範囲で２０時間焼鈍したと
きの、板幅方向における２次再結晶開始温度（Ｔｓｒ）
について調べた結果を示す。

同図から明らかなように、２次再結晶前の低温焼鈍にお
ける温度を変えることにより、２次再結晶開始温度がと
くに１０時間、３０時間と長時間保持した場合、大きく
変動している。したがって引続く２次再結晶時には、保
持温度ニア３０°Ｃに対応する場所から優先的に（１１
０）　＜００１＞方位の２次再結晶粒が出現し、他領域
に蚕食していって成長していくことになるわけである。

前述のコイルの場合にも、このような機構で巨大な２次
再結晶粒が成長し、磁気特性とくに磁束密度の極めて優
れた製品が得られたものと思われる。

このような２次再結晶前の熱処理によってＴｓｒが変化
する理由を解明するため、２次再結晶前熱処理材のミク
ロ組織構造を観察したところ鋼板表層のインヒビターが
局所的に粗大化しており、しかも（１１０）　＜００１
＞方位に揃った１次再結晶粒の粒径が、１次再結晶粒の
平均粒径よりも大きく約２倍程度に成長していた。これ
により、（１１０）＜００１＞方位に揃った１次再結晶
粒の成長速度が促進され、引続く２次再結晶時にＴｓｒ
の低下をもたらし、かくして製品の磁束密度を高めたも
のと思われる。

次に、この２次再結晶前熱処理の適正温度範囲を検討す
るために、Ａｔを０．０２５％含有する前述と同じ脱炭
・１次再結晶板を用い、板幅方向に２５°Ｃ／１の温度
勾配を付与し、かつ高温側をそれぞれ１０００℃，９５
０°Ｃ，９００°Ｃ，８５０°Ｃ，８００°Ｃ，７５０
°Ｃ。

７００″Ｃ，６５０°Ｃ，６００℃，５５０°Ｃおよび
５００″Ｃと種々に変化させて３０時間焼鈍した後、１
５°Ｃ／ｈの昇降速度で温度分布を均一にして１２００
°Ｃまで昇温して２次再結晶焼鈍を施した後、１５時間
保持した時の磁気特性について調べた結果を第２図に示
￥。

なおこれらの鋼板の２次再結晶開始温度Ｔｓｒは１０２
０〜１１００°Ｃである。

同図より明らかなように、６５０°Ｃ以上で、しかもＴ
ｓｒよりも低い９００°Ｃ以下の温度範囲の２次再結晶
前熱処理によって極めて高いＢ８値が得られている。

以上の結果より、２次再結晶前熱処理は、１次再結晶集
合組織もしくはインヒビターの状態を変え２次再結晶の
核生成の活性化エネルギーを変化させる作用を有するこ
とがわかり、特に（１１０）＜００１＞方位に揃った２
次再結晶粒の核生成の活性化エネルギーを効果的に低下
させ得ることが判明した。

２次再結晶前熱処理において、鋼板に温度勾配を付与さ
せるには、焼鈍炉の均熱を悪くさせれば良いわけである
が、２次再結晶時においては、鋼板内が均一熱処理され
ることが必要であるから、結局、自然に形成される温度
勾配ではなく、各鋼板位置における温度制御を正確に行
なう必要がある。一般に高温において所望の温度勾配を
付与することは熱流制御上極めて難しいけれども、この
発明で温度勾配を付与するのは「２次再結晶前熱処理」
であって比較的低温であるので、温度勾配の制御が易し
く、この点においてもこの発明は有利である。

次にこの発明法を、製造工程順に具体的に説明する。

まずこの発明の出発素材については、従来公知の一方向
性けい素鋼板の成分たとえば、Ｃ：　０．００５〜０．
１５％、Ｓｉ　：　０．１〜７．０％およびＭｎ　：　
０．００２〜０．１５％を含有する他、インヒビター形
成成分として、Ｓ　：　０．００５〜０．０５％、Ｓｅ
　：　０．００５〜０．０５％、Ｔｅ　：　０．００３
〜０．０３％、Ｓｂ　：　０．００５〜０．０５％、Ｓ
ｎ：０．０３〜０．５％、Ｃｕ　：　０．０２〜０．３
％、Ｍｏ　：　０．００５〜０．０５％、Ｂ　：　０．
０００３〜０．００４０％、Ｎ　：　０．００１　〜０
．０１％、Ａｌ　：　０．００５　〜０．０５％、Ｎｂ
　：　０．００１　〜０．０５％、Ｃｒ　：　０．０３
〜０．３０％およびＰ　：　０．０１５〜０．０４５％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する素材いずれ
もが有利に適合する。

これらの素材は従来公知の製鋼法、たとえば転炉、電気
炉で製鋼され、さらに造塊−分塊法、連続鋳造法、また
はロール急冷法などによってスラブ、シートバーあるい
は直接薄鋼板としたのち、必要に応じて熱間圧延、温間
又は冷間圧延によって含けい素鋼板とする。ついで必要
に応じて均一化焼鈍、さらには１回の圧延もしくは中間
焼鈍を挟む２回以上の圧延により最終板厚に仕上げる。

次に湿水素中で７００〜９００°Ｃ，１〜１５分間程度
の焼鈍を施して鋼中のＣを除去すると共に、次の焼鈍時
にゴス方位の２次再結晶粒を発達させるのに有利な１次
再結晶集合組織を形成させる。

ついで焼鈍分離剤を塗布し、コイルに巻取って仕上げ焼
鈍を施すわけであるが、この時２次再結晶に先立って、
高温側の温度が６５０°Ｃ以上、Ｔｓｒ未満の温度範囲
で温度勾配付与下に５〜１ｏｏ時間にわたる２次再結晶
前熱処理を施こすところに、この発明の特徴がある。上
記の熱処理において、処理温度がＴｓｒ以上では、引続
く２次再結晶時にＴｓｒの最も低い鋼板位置で発生する
２次再結晶粒方位の（１１０１＜００１＞方位への配向
性がさほど良くないため、磁束密度、鉄損ともに優れた
磁気特性は得ら−れない。一方６５０°Ｃ未満ではＴｓ
ｒを変動させるのに十分な温度ではないため、やはり所
期した目的が達成されない。

また付与する温度勾配については、局部的にＴｓｒを低
下させるためには十分な勾配が必要で１℃／　ｃｍ以上
が好ましい。ただしＡｌＮをインヒビターとして含有し
ない場合（へ１含有量が０．００４％以下の場合）には
、２次再結晶温度が低いので、２次再結晶前熱処理温度
については、高温側温度が６５０°Ｃから８００°Ｃの
温度範囲内において、一方ＡｌＮをインヒビターとして
含有する場合（Ａｌ含有量が０．０１〜０．０４％程度
）には６５０〜９００″Ｃの温度範囲においてそれぞれ
温度勾配を付与した熱処理を施すのが好適である。

引続く２次再結晶焼鈍は、工業的に可能な限り温度分布
の少ない均一焼鈍が好ましい。というのは２次再結晶焼
鈍において、コイルに温度勾配が生じると上述の処理に
よって実現されたＴｓｒの変動効果が鋼板内の温度変動
によって弱められ、２次再結晶の出現位置が不明瞭にな
り好ましい２次再結晶粒を優先成長させるというこの発
明で所期する効果が弱められるからである。

２次再結晶後は、１１００°Ｃ〜１２５０°Ｃでの高温
純化焼鈍により、フォルステライト被膜の形成と純化を
行なう。なお仕上げ焼鈍におけるガス成分としては、Ｎ
、、　Ｈ，、Ａｒまたはこれらの混合ガスなどが好適で
ある。

実施例Ｉ Ｃ：　０．０６０％、Ｓｉ　：　３．０５％、Ｍｎ　：
　０．０７５％、Ｓ　：　０．０２３％、Ａｌ　：　０
．０２５％およびＮ　：　０．００８０％を含む連鋳ス
ラブを、常法に従って熱間圧延、焼鈍、冷間圧延ついで
脱炭・１次再結晶焼鈍処理したのち、焼鈍分離剤を塗布
した鋼板（厚み０．３０ｍｍ）を下記の要領で焼鈍した
。

第３図（イ）に示したようなヒートサイクルに従い仕上
げ焼鈍前に２次再結晶前熱処理として、圧延方向に２°
Ｃ／ｃｍの温度勾配を付与し、かつ鋼板の高温部（Ｔｍ
ａｘ）と低温部（Ｔｍｉｎ）の温度を種々に変化させた
傾斜焼鈍を施した。

この時の高温部側の温度Ｔ　ｍａｘは（ａ）６００°Ｃ
（比較材）　、（ｂ）７００　℃１（Ｃ）８００°Ｃ１
（ｄ）９００°Ｃ１（ｅ）９５０゛Ｃ（比較材）　、（
ｆ）１０００°Ｃ（比較材）であり、それぞれの場合に
つき５０時間の保定処理を行った。その後１５°Ｃ／ｈ
の昇温速度で昇温しで２次再結晶焼鈍し、１２００°Ｃ
で１０ｈの純化焼鈍を施した。なお純化焼鈍では純水素
を通人し、それ以外ではＮＺ　：　２５％、ｆｈ　：　
７５％の混合ガスを通人した。

かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を
第１表に示す。

第　　１　　表 （ａ）比較材　　　６００　　°Ｃ１，９０８（ｂ）本
発明　　　７００　　℃１，９６７（Ｃ）本発明　　　
８００　　°Ｃ１、９８２（ｄ）本発明　　　９００　
　”Ｃ１，９７４（ｅ）比較材　　　９５０　　°Ｃ１
，９３１（ｆ）比較材　　　１０００　　°Ｃ１，９１
２１，０６ ０，８４ ０，８３ ０，８６ １，０５ １，２４ 実施例２ 実施例１と同様に処理して得た脱炭・１次再結晶焼鈍板
の表面に焼鈍分離剤を塗布してから、圧延直角方向に０
．５°（：　／　ｃｍ、１°Ｃ／　ｃｍ、５°Ｃ／ａｍ
の温度勾配を付与し、いずれも高温側温度を８００°Ｃ
に設定して５０時間保定する２次再結晶前熱処理を施し
た。その後実施例１と同様の仕上げ焼鈍処理を施した。

かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を
第２表に示す。

第２表 温度勾配なしく比較例）　　　１．９２３　　　１．２
３０．５°Ｃ／ｃｍ　　（本発明）　　　１．９７６　
　　０．８８１　°Ｃ／ｃｍ　　（本発明）　　　１．
９８５　　　０．８５５　°Ｃ／ｃｍ　　（本発明）１
．９８７　　　０．８２実施例３ Ｃ：　０．０３５％、Ｓｉ　：　３．２５％、Ｍｎ　：
　０．０６８％、Ｓｅ　：　０．０２０％、Ｓｂ　：　
０．０２０％を含み、かつＡｌを０．００２％に抑制し
た連鋳スラブを熱間圧延、焼鈍、１次冷延、中間焼鈍、
２次冷延ついで脱炭・１次再結晶焼鈍処理したのち、焼
鈍分離剤を塗布した鋼板（厚み０．２３ｍｍ）を下記の
要領で焼鈍した。

第３図（ハ）、（ニ）に示したヒートサイクルで仕上げ
焼鈍を施したが、このとき２次再結晶前熱処理として冷
延方向と直角の方向に５°Ｃ／ｃｎの温度勾配を付与し
、第３図（ハ）の熱処理では高温側温度Ｔｍａｘ　＝　
７５０　℃として１５時間の保定処理を、また第３図（
ニ）の熱処理ではＴｍａｘを７００°Ｃから７５０°Ｃ
まで５°Ｃ／ｈで１０時間かけて除熱する焼鈍を施した
。なおその他の昇温部はいずれも５０″Ｃ／ｈとした。

さらに雰囲気は、２次再結晶焼鈍（８７０°ＣＸ３０時
間）までをＮ２とし、１２００°Ｃで１０時間の純化焼
鈍は純Ｈ２中で行った。

なお同一の鋼板で８７０°Ｃ，３０ｈの２次再結晶焼鈍
と１２００″Ｃ，ｌＯｈの純化焼鈍を施し、比較例とし
た。

かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を
第３表に示す。

第３表 （ハ’Ｉ　　　　　　　　　　１．９５８　　　　　　
　　０．７９（ニ）　　　　　　　　　　　１．９６５
　　　　　　　　　０．７８比較例　　　　１．８９２
　　　　０．８８実施例４ 第４表に示す成分組成になる連鋳スラブを、熱間圧延、
焼鈍、１次冷延、中間焼鈍、２次冷延ついで脱炭・１次
再結晶焼鈍処理したのち、焼鈍分離剤を塗布した鋼板（
厚み０．２３胴）を下記の要領で焼鈍した。

第、′３図（υ）に示したヒートサイクルで仕上げ焼鈍
を施したが、このとき２次再結晶前熱処理として、冷延
直角方向に１５°Ｃ／　ｃｍの温度勾配を付与し、Ｔ　
ｍａｘを６５０°Ｃから８５０°Ｃまで１０”Ｃ／ｈで
２０時間かけて昇温し、その後、均一な温度分布のもと
で１５℃／ｈの速度で１２００°Ｃまで昇温し２次再結
晶させた。

このときの雰囲気は、２次再結晶前熱処理ではＮ２、ま
た１５°Ｃ／１１の昇温における２次再結晶焼鈍中では
Ｎｚ：　２５％、Ｎ２　：　７５％の混合ガス、さらａ
：１２００″Ｃ１１０１１の純化焼鈍中では純Ｈ２とし
た。

か（して得られた製品の磁気特性について調べた結果を
第４表に併記する。

実施例５ 第５表に示す成分組成になる鋼塊を分塊圧延してスラブ
とし、熱間圧延、焼鈍、冷間圧延ついで脱炭・１次再結
晶焼鈍処理を施したのち、焼鈍分離剤を塗布した鋼板（
厚み０．２８ｍｍ）に第３図（イ）のヒートサイクルで
仕上げ焼鈍を施したが、このとき、２次再結晶前熱処理
として圧延直角方向に１０°Ｃ／ｃｍの温度勾配を付与
し、この時のＴ　ｍａｘを８２０　℃として２０時間保
持した。２次再結晶は、１５“Ｃ／ｈの昇温速度で均一
な温度分布の下で１２００”Ｃまで昇温しで行ない、そ
の後、１２００°Ｃで１０時間の純化焼鈍を施した。雰
囲気としては、２次再結晶前熱処理までをＡｒ雰囲気と
し、また１２００°Ｃまでの昇温における２次再結晶焼
鈍中はＮ２２５％、Ｎ２７５％の混合ガス雰囲気とし、
さらに１２００°Ｃでの純化焼鈍中はＮ２雰囲気とした
。

かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を
第６表に示す。

なお第６表には比較のため、同一の鋼板を均一温度分布
下で１５°Ｃ／ｈの速度で１２００°ＣまでＮ２２５％
、１１□７５％雰囲気下で昇温し、ついでＮ２中で１２
００℃１１０時間の純化焼鈍を施して得た従来材の調査
結果についても併せて示す。

第５表 第６表 ントがある。

またこの発明法は、従来２次再結晶が困難で、磁束密度
が低いとされていた厚み：　０．２５ｍ＋ｎ以下の薄肉
材に適用しても同等の効果が期待でき、さらに種々のイ
ンヒビター成分の素材にも適用でき普遍的なものである
。

【図面の簡単な説明】

第１図は、２次再結晶前熱処理における処理温度と処理
時間が鋼板の２次再結晶開始温度（Ｔｓｒ）に及ぼす影
響を示したグラフ、 第２図は、２次再結晶前熱処理の鋼板最高温度と製品の
磁束密度との関係を示したグラフ、第３図（イ）〜（＝
）はいずれも、ヒートサイクルの模式図である。 （発明の効果）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、含けい素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで１回また
   は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚
   としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、しかるのち
   ２次再結晶焼鈍ついで純化焼鈍を施す一連の工程によっ
   て一方向性けい素鋼板を製造するに当り、 脱炭・１次再結晶焼鈍後、２次再結晶焼鈍 前の段階において、２次再結晶前熱処理として、鋼板に
   対し、温度勾配を有し、かつ高温側の温度が６５０℃以
   上、２次再結晶開始温度未満の範囲になる傾斜焼鈍を、
   ５〜１００時間にわたって施すことを特徴とする磁気特
   性に優れた一方向性けい素鋼板の製造方法。 ２、素材スラブ中のＡｌ含有量が０．００４ｗｔ％以下
   であって、２次再結晶前熱処理を、温度勾配：１℃／ｃ
   ｍ以上、高温側温度：６５０〜８００℃および処理時間
   ：５〜１００時間の条件下に施す請求項１記載の製造方
   法。 ３、素材スラブ中のＡｌ含有量が０．０１〜０．０４ｗ
   ｔ％であって、２次再結晶前熱処理を、温度勾配：１℃
   ／ｃｍ以上、高温側温度：６５０〜９００℃および処理
   時間：５〜１００時間の条件下に施す請求項１記載の製
   造方法。