JPH0483823A - 磁束密度に優れる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、磁気特性の優れる方向性けい素鋼板の製造
方法に関し、とくに、最終冷延前の焼鈍後の冷却方法に
工夫を加えることによって、製品の板厚の減少にともな
う磁束密度の劣化を防止するものである。

方向性けい素鋼板には、磁気特性として、磁束密度が高
いことと、鉄損が低いことが要求される。

近年、製造技術の進歩により、たとえば０．２３ｍｍの
板厚の鋼板では、磁束密度Ｂ８　（磁化力８００Ａ／ｍ
における値）　：　１．９２Ｔのものが得られ、また鉄
損特性−１７／Ｓｏ　（５０Ｈｚで１．７Ｔの最大磁化
の時の値）が０．９０Ｗ／ｋｇの如き優れた製品の工業
的規模での生産も可能となっている。

かかる優れた磁気特性を有する材料は、鉄の磁化容易軸
である＜００１＞方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った
結晶組織で構成されるものであり、かような集合組織は
、方向性けい素鋼板の製造工程中、最終仕上げ焼鈍の際
にいわゆるゴス方位と称される（１１０）　（００１）
方位を有する結晶粒を優先的に巨大成長させる２次再結
晶と呼ばれる現象を通して形成される。この（１１０）
　（００１）方位の２次再結晶粒を十分に成長させるた
めの基本的な要件としては、２次再結晶過程において（
１１０）〔００１〕方位以外の好ましくない方位を有す
る結晶粒の成長を抑制するインヒビターの存在と、（１
１０）　（００１：１方位の２次再結晶粒が十分に発達
するのに好適な１次再結晶組織の形成とが不可欠である
ことは周知の事実である。

ここにインヒビターとしては、一般にＭｎ５１ＭｎＳｅ
＋ＡｆＮ等の微細析出物が利用され、さらにこれらに加
えてＳｂ、　Ｓｎなどの粒界偏析型の成分を複合添加し
てインヒビターの効果を補強することが行われている。

一般に、ＭｎＳやＭｎＳｅを主要インヒビターとするも
のは、２次再結晶粒径が小さいので、鉄損の低下に有利
であったが、近年、レーザー照射法やプラズマジェット
法など、人工的に擬似粒界を導入し、磁区細分化が図れ
るようになって以後、２次再結晶粒径のサイズが小さい
ことによる優位性を失い、磁束密度の高いことが、優位
性を有するようになってきている。

（従来の技術） 磁束密度の高い方向性けい素鋼板を得る方法は古くから
知られており、例えば、特公昭４６−２３８２０号公報
に開示されているように、 ａ、鋼中にインヒビター成分としてＡｊ２を含有させる
、 ｂ、最終冷延前の焼鈍後の冷却を免、冷にしてＡｌ１Ｎ
を析出させる、 Ｃ３最終冷延の圧下率を６５％から９５％と高圧下率と
する、 以上、３点の結合により製造できるとされている。

しかしながら、この方法においては、製品の板厚が薄く
なると、磁束密度が急激に劣化するという欠点を内包し
ており、近年指向されているような例えば０．２５ｍｍ
以下の板厚の薄い製品でＢｓ　：　１．９４Ｔ以上の製
品を安定的に製造することは極めて困難であった。

なお、発明者らは、後述するように最終冷延前の焼鈍後
に析出する炭化物の形態に着目して、問題解決の糸口を
把んだものであるが、前述の特公昭４６−２３８２０号
公報の実施例１では、焼鈍後、１００℃の渦中に鋼板を
投入して象、冷す、る技術が開示されているものの、象
、冷後の炭化物の相については、何ら言及されていない
。一般に炭化物の析出は６００℃以下から徐冷した場合
、高温においては、結晶粒界に析出し、より低温になっ
て結晶粒内に析出するようになる。

その際、より低温から析出させた方が、より微細な炭化
物が高密度に析出するようになる。したがって前述の特
公昭４６−２３８２０号公報の実施例１によると１００
０℃→７５０℃までの冷却が約１０秒、７５０”Ｃ→１
００℃までの冷却が約２５秒であるから、この場合、数
十人の極めて微細な炭化物が析出するか、もしくは、析
出が抑えられて、炭素が鋼中に過飽和のまま固溶した状
態になっているものと推定される。

つぎに、焼鈍後の冷却における炭化物制御の技術として
は、特公昭５６−３８９２号公報に開示されている方法
がある。この方法は２回冷延法における最終冷延前の焼
鈍後の冷却で６００℃から３００℃までの間を１５０℃
／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、冷却後の固溶Ｃを増
加させるものであり、これにより、鋼中の固溶Ｃを増加
させ、かつ冷間圧延時のパス間での時効効果を有効に作
用させることにより磁気特性を向上させることができる
としている。

このような、固溶Ｃの効果は、一般冷延鋼板では、良く
知られているものであり、冷延前の固溶Ｃや固ｍＮが増
加した場合には、冷間圧延後の再結晶焼鈍における、再
結晶組織中の（１１０）強度が増加する。したがって方
向性けい素鋼では、この（１１０）粒が２次再結晶の核
となるため、結果的に２次再結晶粒が多数形成され２次
再結晶粒が細粒化し、磁気特性が向上することになる。

しかし、この方法でも板厚の薄い方向性けい素鋼板の磁
束密度を高めることはできない。

この他に鋼中Ｃの形態を制御し、（１１０）強度を増加
させる技術としては、特開昭５８−１５７９１７号公報
において、１００人から５００人までの微細炭化物を多
数、中間焼鈍後の冷却時に析出させる技術が開示されて
いる。これは、中間焼鈍後の冷却を３００℃まで急冷と
し、３００℃から１５０℃までの温度域を８秒から３０
秒間で徐冷して、１００人から５００人のサイズの微細
炭化物を析出させ、これにより再結晶後の（１１０）強
度が増加し、磁気特性が向上することを新規に見出した
ことに基づいている。

しかしながら、これらの方法で達成できる磁気特性は板
厚０．３　ｍｍで磁束密度が貼。で１．９４Ｔ　（Ｂｓ
で１．９２Ｔ）と低く十分な値とは云えない。

また、特開昭６１−１４９４３２号公報には、中間焼鈍
に引続く降温の際に、冷却速度を１０℃／ｓ以上とし、
冷却段階で１０００℃から４００℃までの間で１％から
３０％までの加工歪を付加した後、つぎの最終圧延を１
００″Ｃから４００℃までの温度で行う技術が開示され
ている。これは明細書中に記載されているように１００
０℃から４００℃までの極めてＣの拡散速度の早い温度
域で１％から３０％までの加工歪を加えて高密度の転位
を導入することにより、転位へのＣの微細な析出を図り
、（１１０）強度を高めることを目的としている。した
がって、転位中にＣを微細高密度に析出させるため、加
工は圧延ロールでなされ、かつ、析出処理時の冷却速度
は１０℃／ｓ以上と早い。しかし、この方法でも、鉄損
の低減は認められても、磁束密度はＢ１゜で１．９１Ｔ
（Ｂ、で１．８９Ｔ）と低い値しか得られない。

（発明が解決しようとする課題） この発明は、製品板厚の減少による磁束密度の劣化を防
止し、製品板厚を極度に薄＜シた場合であっても高い磁
束密度が安定して得られて鉄損の改善を同時に成就し得
る方向性けい素鋼板の製造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） 発明者らは、ｓｂを添加したＡ！含有方向性けい素鋼板
においては、最終冷延前の焼鈍の冷却時における炭化物
の析出挙動が大きく変化すること、さらに、ｓｂを添加
したへ！含有方向性けい素鋼板では最終冷延後の再結晶
組織において、（１１０）強度よりも（１１１）強度を
増加させることが有効であり、特に、最終冷延前の焼鈍
の冷却時に、歪付加のもとで、従来不利とされていた２
００℃から５００℃までの高温領域で結晶粒内に析出さ
せた炭化物が、（１１１１＜１１２＞強度を増加させ、
（１１１１＜ｕｖｗ＞特に（１１１）　＜１１０＞強度
を低減する効果があること、これにより最終製品の板厚
に関係なく、極めて高い磁束密度が安定して得られるこ
とを新らたに見出して、この発明を完成させたものであ
る。

すなわち、この発明の要旨は、 １回冷間圧延法、又は複数回冷間圧延法により、酸可溶
性ＡＩ　０．０１ｗｔ％以上、０．１５ｗｔ％以下、及
びＳｂ　：　０．００５ｗｔ％以上、０．０４ｗｔ％以
下をインヒビター成分として含有する組成になるけい素
鋼の熱間圧延板を、つくろうとする方向性けい素鋼板の
最終仕上げ板厚にまで加工するに当って、最終回の冷間
圧延に先立って軟化焼鈍を行い、この焼鈍に引き続き、
５００℃以下の温度まで１５℃／ｓ以上、５００℃／ｓ
以下の冷却速度で急冷し、急冷到達温度から２００℃ま
での温度域にて、０．０５％以上、３．０％以下の範囲
の微小歪を付加し、この微小歪を付加する間、又は、そ
の後上記温度域内の温度での６゜秒から１８０秒までの
間にわたる保持を経て冷却するか、もしくは、２℃／Ｓ
以下の冷却速度で徐冷する、炭化物析出の規制を行い、
しかるのち圧下率８０％以上、９５％以下で最終冷間圧
延を行ない、ついで、脱炭を兼ねる１次再結晶焼鈍を施
し、焼鈍分離剤を塗布した後、２次再結晶焼鈍及び純化
焼鈍を施すことを特徴とする磁束密度に優れる方向性け
い素鋼板の製造方法であり、 さらにこの発明は、 製造方法の適用が、最終板厚を０．１５ｍｍから０．２
５肋までとするものであり、 最終冷間圧延中における板温度が２００℃から４００℃
までとする製造方法であり、 最終冷間圧延が、その圧延途中で、２００℃から４００
℃までの温度域での時効処理を施す段階を含む製造方法
である。

（作　用） まず、この発明の基礎となった実験結果について述べる
。

Ａ！を含有する方向性けい素鋼素材に、従来よりよく知
られた添加成分であるＳｂ、　Ｓｎ、　Ｇｅ、　ＮｉＣ
ｕを添加し、冷延１回法で０．３０＋ｍ板厚の製品を、
冷延２回法で０　、２３ｍｍ板厚の製品を実験的に製造
した。

最終冷延の圧下率は８８％とし、その前の焼鈍は、１回
法が１１５０℃で９０秒、２回法が１１００℃て９０秒
とし、冷却方法は、８０℃の渦中に投入する方法で急冷
した。

これらの結果は、表１に示すように０．３０ｍｍ板厚の
ものは、いずれも、磁束密度の高いものが得られている
が、０．２３ｍｍ板厚のものについては、総じて磁束密
度が劣化している。

表１ しかしながら、詳細にこの結果を検討すると、ｓｂを添
加した試料Ｎｏ、　４は、他と比較して、若干磁束密度
が向上している。

この原因を調査するため、製品板厚０．２３ｍｍの試料
について脱炭・１次再結晶板の集合組織、および、中間
焼鈍後の試料の鋼中炭化物の析出形態を調査した。これ
らの結果を表２にまとめて示す。

表２ 表２に示すように、ｓｂを添加した試料陥、４は従来か
らの技術思想と異なり、（１１０）強度の増加は認めら
れず、むしろ（１１１）強度（（２２２）強度と等価）
が飛躍的に増加していることがわかる。さらに最終冷延
前の焼鈍後の炭化物の形態が異なり、ｓｂを添加するこ
とによって、微細、がっ高密度の析出状態のもの、もし
くは、Ｃの固溶状態のものから、粒内ムこやや粗大に析
出するようになる。

これに対し、ＳｎやＧｅの添加では粒内に高密度、微細
に炭化物が析出し、１次再結晶組織の（１１０）強度が
飛躍的に増加することがわがる。

ｓｂのこのような特殊な往側をもたらす原因は、定かで
はないが、ｓｂの結晶粒界や表面に強く偏析する傾向が
このような炭化物の析出形態を変化させる現象と関係が
あるのではないがと考える。

こうした最終冷延前の炭化物の形態変化をより積極的に
利用するために、以下のような実験を再度行った。前述
の実験で用いた種々な添加成分をＡ！と同時に含有する
方向性けい素鋼の素材のうちｓｂのみを添加したものと
、何れの添加成分も用いていないものとを用い、常法の
２回法で０．２３ｍｍの板厚の製品を実験的に製造した
。この時、最終冷延の圧下率を８５％とし、最終冷延前
の焼鈍（中間焼鈍）を１１００℃で９０秒の条件で施し
、冷却条件を下記のように変えて行なった。

ａ：５００℃まで５０℃／ｓの急冷とし、以降、保熱炉
に挿入して０．５℃／ｓから２℃／ｓの極めて遅い冷却
速度で冷却した。

ｂ：３５０℃まで５０℃／ｓの急冷とし、以降、保熱炉
に挿入して０．５℃／ｓから２℃／ｓの極めて遅い冷却
速度で冷却した。

ｃ：３５０’ｃまで５０℃／ｓの急冷とし、直ちに０．
５％のスキンパス圧延を施した後、保熱炉に挿入して０
．５℃／ｓから２℃／ｓの極めて遅い冷却速度で冷却し
た。

ｄ：１５０℃まで５０℃／ｓの急冷とし、以降、保熱炉
に挿入して０．５℃／ｓから２℃／ｓの極めて遅い冷却
速度で冷却した。

ｅ：８０℃の渦中に浸漬した。冷却速度は平均６２”Ｃ
／ｓとなり、温度時下後は８０℃で保持後放冷した。

以上、これらの製品の磁束密度と、脱炭・１次再結晶板
の（１１０）強度、（２２２）強度、さらに中間焼鈍板
中の炭化物の析出状態を調査した。これらの調査結果を
表３にまとめて示す。

表３ また、第１図、（イ）、（ロ）、（ハ）、（ニ）に最終
冷延前の焼鈍後の鋼板表層部で、板厚の１０分の１の深
さの位置で撮った炭化物の形態を示す透過電子顕微鏡組
織写真を示す。

なお、第１図において、 （イ）は、ｓｂ添加材・冷却条件ｅ （ロ）は、ｓｂ添加材・冷却条件Ｃ （ハ）は、無添加材・冷却条件ｅ （ニ）は、無添加材・冷却条件Ｃ の各試料についてのものである。

表３によれば、ｓｂ添加材において、中間焼鈍の冷却条
件がＣの試料の磁束密度が格段に向上していることがわ
かる。これの中間焼鈍後の炭化物は第１図（ロ）に示す
ように３００人から５００人までのサイズのものがまば
らに析出している。これに対し、同じ冷却条件Ｃの無添
加材の場合は、第１図（ニ）に示すように約１００人の
微細な炭化物が、高密度に析出している。

冷却途中において、Ｃの条件のように、加工歪を付加し
た場合はｂと比較して明瞭なように、炭化物の析出サイ
トが増加し、微細なものが、高密度に析出するようにな
るが、ｓｂ添加材の場合は、析出サイトが増加せず、や
や粗大な析出物となる。

発明者らのその後の研究によれば、このような、３００
人から５００人までのサイズの炭化物が比較的まばらに
析出することによって、最終冷延後の脱炭焼鈍による１
次再結晶組織の（１１１）強度が増加するとともに、（
１１１）　＜ｕｖｗ＞特に、（１１１１＜　１１０　＞
強度が減少し、（１１１）　＜１１２＞強度が増加する
ことがわかった。（１１１）　＜１１０＞粒は磁束密度
向上の要因となる（１１０）　（００１）　２次粒の成
長を抑え、（１１１）　＜１１２＞粒は（１１０）　（
００１）　２次粒の成長を促進させるため、結果として
、表３のＣの条件に示されるような良好な磁束密度の製
品がｓｂ添加材で得られたものと思われる。

鋼中ｓｂのこのような作用は、おそら＜ｓｂの偏析作用
と関係し、炭化物の析出サイトとなるような結晶粒内の
基点にｓｂが偏析し、これが冷却時の炭化物の析出を抑
制した結果によるものと思われる。

このような、ｓｂの作用は２００℃から５００℃までの
高温域で特に顕著で、また付加する歪の量としては０．
１から３％といった極めて軽度のもので良い。

さらに、ｓｂの炭化物析出抑制作用によって、固溶Ｃの
量が増加するので、最終冷延時における時効処理効果が
さらに高まるという利点も加わることがわかった。

０．５％の微小歪のスキンパス圧延による歪は鋼板の表
層部に集中することは、これまでに知られていることで
あるが、この実験においても、炭化物の析出状態は板厚
方向の歪量の変化に応じて変化しており、板厚の中心部
にいくにしたがって、その析出状態はまばらになる。

こうした炭化物の析出状態が板厚方向に応じて変化して
いることも、この実験が成功した理由のひとつと考えら
れ、これを積極的に利用するため、レベラーによる曲げ
加工で０．５％の歪を付加する方法で同様の実験を行っ
たところやはり、極めて良好な結果を得た。

炭化物析出処理として特開昭６１−１４９４３２号公報
に記載されているものは、１０００℃から４００℃の高
温度で圧延ロールによって板厚方向均質に高密度の転位
を導入する方法で、しかもＣの析出処理における冷却速
度が１０℃／ｓと早い。これは微細炭化物の析出を狙っ
たものであり、製品の集合組織としては、（１１０）　
Ｃ００Ｌ）強度の増加を図るものである。

る。

また特開昭５８−１５７９７号公報に記載されている技
術も１００人から５００人のサイズの炭化物を析出させ
る技術であるが、この場合、析出温度領域が３００℃か
ら１５０℃の低い温度範囲であり、しかもｓｂの効果を
有効に用いておらず、析出過程において、歪を付加する
等のこの発明の特徴とする析出処理に付随する特殊な思
想工夫は考慮されていない。

したがって炭化物析出の密度が、この発明とは決定的に
異なり、前記特開昭６１−１４９４３２号公報と同様、
（１１０）　（００１３強度を増加させるために、高密
度に析出させることを必須とする技術である。

これに対し、この発明においては、−次頁結晶組織にお
いて（１１１）　＜ｕ匹〉特に（１１１１＜１１０＞強
度を低下させ、（［１）　＜１１２＞強度を増加させる
ために、炭化物をまばらに析出させることが肝要となる
ものである。

つぎにこの発明における方向性けい素鋼組成における化
学成分範囲の限定理由及び好適成分範囲について説明す
る。

Ｃは、熱延組織改善に必要であるが、多過ぎると、脱炭
が困難となるので、０．０３５ｗｔ％以上０．０９０ｗ
ｔ％以下とすることが好ましい。

Ｓｉは、あまり少ないと電気抵抗が小さくなって良好な
鉄損特性が得られず、一方多過ぎると冷間圧延が困難に
なるので、２．５ｗｔ％以上４．５ｗｔ％以下の範囲が
好ましい。

Ｍｎは、インヒビター成分として利用し得るが、多過ぎ
ると溶体化が困難であるので０．０５ｗｔ％以上０．１
５ｗｔ％以下の範囲が好適である。ここにＳ又はＳｅは
、前記Ｍｎと結合してＭｎＳ又はＭｎＳｅを形成しイン
ヒビターとして有効で、かようなＭｎＳ、　ＭｎＳｅを
微細に析出させるためのＳやＳｅの成分範囲は単独およ
び併用いずれの場合も０．０１ｗｔ％以上０　、０４ｗ
　ｔ％以下が好適である。

インヒビター成分としこの発明ではとくに、酸可溶Ａｆ
とＮとを含有させることが、高磁束密度を得るために、
不可欠であり、一定収上の添加を必要とするが、多過ぎ
ると微細析出が困難となるため、酸可溶Ａ！は０．０１
智ｔ％以上０．１５ｗｔ％以下及びＮは０．００３０ｗ
ｔ％以上０．０２０ｗｔ％以下の範囲が好適である。

さらに、ｓｂを網中に含有させることが、この発明にお
いては必須であり、ｓｂを含有させることにより、網中
Ｃの結晶粒界への析出や結晶粒内への析出を抑制するこ
とが可能となる。かがる作用をもたらせるためには、ｓ
ｂは０．００５ｗｔ％以上必要であるが、０．０４０ｗ
ｔ％を超えると、粒界脆化をもたらして、冷間圧延が困
難となるため、０．００５ｗｔ％以上０．０４０ｉＩＩ
ｔ％以下とする。

以上の他さらに、磁性の向上のために、Ｃｕ　　ＣｒＢ
１１　Ｓｎ＋　Ｂ＋　Ｇｅ等のインヒビター補強成分も
適宜添加することができ、その範囲も公知の範囲でよい
。また熱間脆化に起因する表面欠陥防止のために、０．
００５ｗｔ％以上０．０２０ｗｔ％以下の範囲のＭｏ添
加は好ましい。

つぎに製造工程について説明する。

かかる鋼素材の製造工程に関しては公知の製法を適用し
、製造されたインゴット又はスラブを、必要に応して再
生し、サイズを合せた後、加熱し、熱延する。熱延後の
調帯は１回冷間圧延法、又は複数回冷間圧延法によって
最終板厚とする。

最終冷延前の焼鈍はＡｊ２Ｎの溶体化のため８５０℃か
ら１２００℃の範囲の高温が必要で焼鈍後、ＩＩＮの析
出のための５００℃以下までの急冷処理が必要であり、
同時にＣの粒界への析出防止を図る必要がある。

したがって冷却速度は１５℃／ｓより遅いとＣが粒界に
析出し、５００℃／ｓを超えると冷却後の鋼板の形状が
劣化するため１５℃／ｓ以上、５００℃／ｓ以下とする
。

下とする。

ついで急冷到達温度（最高値５００℃）から２００℃ま
での間において０．０５％以上３．０％以下の範囲の歪
を付加しながら、又は、付加した後、一定温度で６０秒
から１８０秒までの間保持し冷却するか、もしくは２℃
／ｓ以下の速度で冷却する。

これは、最終冷延前の焼鈍後において、３００人から５
００人のサイズの炭化物を粒内にまばらに析出させるた
めであり、この発明の最も重要な事項である。この処理
を冷却到達温度の最高値５００℃から２００℃までとい
う高温域で行ない、かつこの温度域で歪を付与する点が
従来にない全く新しい点であり 比較的Ｃの拡散速度が早く、炭化物が粗大化すること、 歪の付与により、炭化物の析出ポイントが増し、微細炭
化物が高密度に析出すること、 ｓｂの偏析効果により、炭化物の結晶粒界、結晶粒内へ
の析出が抑えられること、 といった３者のバランスにより、目的のサイズ及び密度
の炭化物の析出制御がなされるわけである。

したがってこの炭化物析出処理の温度領域が５００℃を
超えると、炭化物のサイズが大きくなり過ぎ、逆に２０
０℃より低いと細かくなり過ぎて、いずれも不適である
。ここで特に、好ましい温度範囲は４５０℃以下３００
℃以上である。

また保持時間は６０秒より短かいと、十分炭化物が粗大
化せず１８０秒より長いと、炭化物が粗大化し過ぎると
ともに、析出数も増加し、さらに固溶Ｃの量も減り過ぎ
て好ましくない。

定温保定処理に替えて徐冷処理にする場合は２”Ｃ／ｓ
以下の速度で冷却することが必要である。

急冷後直ちに歪を付加するか、Ｃの析出処理以前５００
℃から２００℃の間の温度で歪を付与することが必要で
、これにより炭化物の極端な粗大析出を防ぐことができ
る。この付加する歪量が０．０５％より少ないと炭化物
が粗大化してしまい、逆に３．０％よりも多いと炭化物
が微細高密度に析出してしまう。したがって、付加する
歪量は０．０５％以上３．０％以下の範囲とする。

歪の付加の方法は、圧延ロールによるスキンパスや、ベ
ンディングロールによる曲げ加工や、レベラーロールに
よる歪付加など従来のいかなる方法であってもよいこと
は自明である。

その後、綱板は最終冷延に供されるが、この時、高磁束
密度を得るためには、従来より公知のように８０％から
９５％の範囲の圧下率とすることが必要である。

また、この圧延の途中において従来より公知の時効処理
や、温間圧延を施すことはこの発明の場合、鋼中、固溶
Ｃが高いため、さらに有効である。

そして、この時の時効温度も２００℃から４００℃の範
囲がを利に適合する。この時効温度は４００”Ｃを超え
ると、析出炭化物の形態変化が生じ、この発明の目的を
損い、逆に２００℃より低い場合は固溶Ｃあるいは固溶
Ｎの転位への固着が十分でなく、それ以上の特性の向上
が望めなくなる。

最終圧延の圧下率は公知のように８０％から９５％の範
囲が必要であり、８０％より少ないと、高磁束密度が得
られず、９５％を超えると２次再結晶が困難になる。

最終圧延後の鋼板は、脱脂処理を施された後、脱炭・１
次再結晶焼鈍される。ついでＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布してから、コイル状に巻かれて最終仕上げ
焼鈍に供され、その後必要に応じて絶縁コーティングを
施されるが、レーザーや、プラズマ、その他の手法によ
って磁区細分化処理を施すことも可能であることは云う
までもない。

（実施例） 夫旌±土 表４に示す鋼塊Ａ、　Ｂ、　Ｃ，Ｄ、　Ｅ、　Ｆ、　Ｇ
、　Ｈ，ＩＪＫＬ、Ｍのこの発明の適合ｍ　　１１ｔＰ
ａ種、比較鋼２綱種、合計１３ａ種を常法にしたがって
熱間圧延し、板厚２．２ｍｍ０熱延コイルとした。

その後１０００℃で９０秒間のノルマ焼鈍を施した後、
冷間圧延で１．５０ｍｍの中間板厚にした。さらに１１
００℃で９０秒間の焼鈍を施した後、３５０℃まで６０
”Ｃ／Ｓの急冷した後、ヘンデイングロールを備える徐
冷ボックスを通して２℃／ｓで１．５％の歪を付加しつ
つ、２００℃まで徐冷した後、大気中で冷却した。

た。

この後、０　、２２ｍｍの最終板厚に冷延した後、電解
脱脂を施し、湿水素中で８５０℃２分間の脱炭・１次再
結晶焼鈍を行って５％ＴｉＯ□を含むＭｇＯを塗布し、
１２００℃１１０時間の最終仕上焼鈍を行った。

この後、表面に張力コーティングを施し、一部は公知の
プラズマジェット法による１０ｍｍピッチの磁区細分化
処理を行った。磁区細分化処理前後の磁気特性を併せて
、表５に示す。

表５より、適合例は比較例にくらべ優れた磁束密度、鉄
損を示しており、適合例の磁束密度は最高Ｂａ　：　１
．９４６Ｔの値を示している。なお磁区細分化処理は、
磁束密度に殆ど影響なく鉄損の、大巾改善が見られる。

失血１ 表４に示す鋼塊Ｆを常法にしたがい熱間圧延し、２．４
ｍｍ、　２．２ｍｍ、　２．０ｍｍ及び１．５ｍｍの熱
延板とした。

２．４１と２．２ｍｍの熱延板はそれぞれ１１７５℃で
９０秒間、１１５０℃で９０秒間焼鈍した後、４００℃
まで５０”Ｃ／ｓの平均冷却速度で急冷した後、温間ス
キンバス圧延機で２％の歪を付加し、１．５℃／ｓの平
均冷却速度で２５０℃まで徐冷した後、水中に焼き入れ
た。その後それぞれ、０．３０ｍｍと０．２８ｍｍの最
終板厚に冷間圧延したが、それぞれ、１　、３ｍｍと、
１．０ｍｍの板厚に減厚した際、２分割し、一方は、そ
のまま冷間圧延を続行し、他の一方は３００℃で２分間
の時効処理を施して、さらに冷間圧延を続行し最終板厚
とした。

また、２．０ｍｍ及び１．５ｍｍの熱延板は１０００℃
で９０秒間のノルマ焼鈍を施した後自然放冷し、さらに
、それぞれ１　、４ｍｍ及び１．１ｍｍの板厚に冷間圧
延した後、１１００’Ｃで９０秒間焼鈍した後、３５０
’Ｃまで６０℃／ｓの平均速度で急冷した後、温間レヘ
ラーで１．０％の歪を付加した後、３２０℃で１２０秒
間保定した後、炉から取り出し自然放冷した。その後、
それぞれ、０．２０ｍｍ及び０．１５ｍｍの最終板厚に
冷間圧延したが、それぞれ０　、７０ｍｍ及び０．５５
ｍｍの板厚に滅厚した際、２分割し、一方はそのまま冷
間圧延を続行し、他の一方は３００℃で２分間の時効処
理を施して、さらに冷間圧延を続行し、最終板厚とした
。最終冷間圧延後、脱脂し、湿水素中で８５０℃２分間
の脱炭・１次再結晶焼鈍を行って２％の５ｒｓ０４を含
むＦＩｇＯを塗布して、１２００℃１１０時間の最終仕
上焼鈍を行った。その後、表面に張力コーティングを施
し、エレクトロンビームを５ｍｍピッチで照射し、磁区
細分化処理を行った。これらの磁気特性を表６に示す。

表６ 注＊冷間圧延途中で３００℃２分間の時効処理を施した
もの。

表６より、磁束密度は最終板厚が０．１５ｍｍと薄くな
っても優れた値が得られることを示しており、なお、冷
間圧延途中の時効処理は、磁束密度への影響は殆ど見ら
れないが、鉄損を大きく改善することを示している。

裏旌班ユ 表４に示す鋼塊Ｇを常法にしたがって熱間圧延し、板厚
２．Ｏｎ＋ｍの熱延コイルとした。その後、１０００℃
で９０秒間のノルマ焼鈍を施した後、冷間圧延で１　、
５０ｍｍの中間板厚にした。この鋼板を３分割し、１１
００℃で９０秒間の中間焼鈍を施したが、冷却条件を変
え、ひとつは８０℃の湯の中で冷却しく条件（Ｉ））、
他のひとつは３５０℃まで６０℃／ｓの平均冷却速度で
冷却した後ヘンデイングロールにより０．５％の加工歪
を加えながら２分間をかけて、３００℃まで徐冷した後
、大気放冷した（条件（■））。残るひとつは４００℃
まで６０℃／ｓの平均冷却速度で冷却した後２℃／ｓの
冷却速度で２５０℃まで冷却した後、大気放冷した（条
件（ＩＩＩ））。

これらの鋼板はさらに２分割し、一方は通常の冷間圧延
で０．２０＋ｎｍの最終板厚に、他の一方は２５０℃の
温度での温間圧延を施して、０　、２０ｍｍの最終板厚
とした。さらに最終冷間圧延後、脱脂し、湿水素中８６
０℃２分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を行っテ１０％＜７
）Ｔｉ０２を含むＭｇＯを塗布して、１２００℃１０時
間の最終仕上焼鈍を行った。その後、表面に張力コーテ
ィングを施し、磁気特性を測定した。

これらの測定結果を表７に示す。

表 注＊２５０℃の温度で最終冷間圧延を行なったもの。

表７より冷却条件（Ｉ）、　（Ｉｎ）の比較例にくらべ
冷却条件（ＩＩ）の適合例は磁束密度、鉄損共に優れた
値を示しており、最終冷延前の焼鈍後の冷却における５
００℃から２００℃の温度範囲内での微小歪の付加が、
磁気特性の改善に有効であることがわかる。

（発明の効果） この発明はＡｌとｓｂを含有するけい素鋼素材を用いて
、最終冷延前の焼鈍後の冷却過程で制御冷却と微小歪の
付加などを行なうことにより、板厚が薄くなっても磁束
密度の高い方向性けい素鋼板を安定して製造できるよう
にしたもので、この発明により製造する方向性けい素鋼
板は、トランスの鉄心などに使用して好適である。

【図面の簡単な説明】

第１図（イ）、（ロ）、（ハ）、（ニ）は、最終冷延前
の焼鈍後の鋼板表層部から、板厚の１０分の１の深さの
位置の炭化物の形態を示す透過電子顕微鏡組織写真であ
る。 第１ ＜ｐ） （ニ） ｌθ００ｔ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、１回冷間圧延法、又は複数回冷間圧延法により、酸
   可溶性Ａｌ：０．０１ｗｔ％以上、０．１５ｗｔ％以下
   、及びＳｂ：０．００５ｗｔ％以上、０．０４ｗｔ％以
   下をインヒビター成分として含有する組成になるけい素
   鋼の熱間圧延板を、つくろうとする方向性けい素鋼板の
   最終仕上げ板厚にまで加工するに当って、 最終回の冷間圧延に先立って軟化焼鈍を行い、この焼鈍
   に引き続き、５００℃以下の温度まで１５℃／ｓ以上、
   ５００℃／ｓ以下の冷却速度で急冷し、 急冷到達温度から２００℃までの温度域にて、０．０５
   ％以上、３．０％以下の範囲の微小歪を付加し、 この微小歪を付加する間、又は、その後上記温度域内の
   温度での６０秒から１８０秒までの間にわたる保持を経
   て冷却するか、もしくは、２℃／ｓ以下の冷却速度で徐
   冷する、炭化物析出の規制を行い、 しかるのち圧下率８０％以上、９５％以下で最終冷間圧
   延を行ない、 ついで、脱炭を兼ねる１次再結晶焼鈍を施し、焼鈍分離
   剤を塗布した後、２次再結晶焼鈍及び純化焼鈍を施すこ
   とを特徴とする磁束密度に優れる方向性けい素鋼板の製
   造方法。 ２、最終板厚が０．１５ｍｍから０．２５ｍｍまでであ
   る請求項第１項記載の磁束密度の優れる方向性けい素鋼
   板の製造方法。 ３、最終冷間圧延中における板温度が、２００℃から４
   ００℃までである請求項第１項記載の磁束密度の優れる
   方向性けい素鋼板の製造方法。 ４、最終冷間圧延が、その圧延途中で、２００℃から４
   ００℃までの温度域での時効処理を施す段階を含む請求
   項第１項記載の磁束密度の優れる方向性けい素鋼板の製
   造方法。