JPH05186830A

JPH05186830A - 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: JPH05186830A
Application number: JP4185375A
Authority: JP
Inventors: Kenichi Arai; 賢一荒井; Kazuyuki Ishiyama; 和志石山; Yasushi Tanaka; 靖田中; Akira Hiura; 昭日裏; Misao Namikawa; 操浪川
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1991-07-29
Filing date: 1992-07-13
Publication date: 1993-07-27
Anticipated expiration: 2013-05-13
Also published as: JP2750238B2

Abstract

(57)【要約】【目的】安価な製造コストで優れた磁気特性を有するGo
ss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。【構成】Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．５〜７．
０ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１ｗ
ｔ％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４０％以上の一次冷間圧延を施した後、６００
〜９００℃の温度で一次焼鈍し、さらに、圧延率５０〜
８０％の二次冷間圧延を施し、引き続き還元性雰囲気若
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℃の温度で二次焼鈍する。

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４０％以上の一
次冷間圧延を施した後、６００〜９００℃の温度で一次
焼鈍し、さらに、圧延率５０〜８０％の二次冷間圧延を
施し、引き続き還元性雰囲気若しくは酸素分圧が０．５
Ｐａ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℃の温度で二
次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】また、前記二次焼鈍後の鋼材に対して、さ
らに圧延率３０％以上の三次冷間圧延を施し、引き続き
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℃の温度で三次焼鈍をするこ
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。

【００１２】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。

【００１３】

【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。

【００１４】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。

【００１５】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。

【００１６】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。

【００１７】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。

【００１８】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。

【００１９】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。

【００２０】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。

【００２１】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。

【００２２】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。

【００２３】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。

【００２４】このようにして得られた熱延板は常法に従
って一次冷間圧延される。この冷間圧延の圧延率は４０
％以上とする。圧延率が４０％未満では、通常の熱延板
の板厚からして最終製品板厚（通常、１．０ｍｍ以下）
まで圧延することが難しく、また、表面エネルギーの効
果も相対的に小さくなってしまうため、引き続き行われ
る焼鈍によっても十分な粒成長を引き起こすことができ
ない。なお、通常、冷間圧延で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なっても同様の効果
が得られる。

【００２５】このようにして得られた一次冷延板は、６
００〜９００℃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、
完全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、二次焼鈍時又は三次
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。

【００２６】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。

【００２７】上記一次焼鈍が施された鋼板は、圧延率５
０〜８０％で二次冷間圧延される。圧延率が５０％未満
或いは８０％超では最終的な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。

【００２８】このようにして得られた二次冷延板は１０
００〜１３００℃の温度で再び焼鈍される（二次焼
鈍）。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１３
００℃を超えると、実質的にこのような高温加熱のため
に必要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。

【００２９】この二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等の不活性ガスからなる酸素分圧が０．５Ｐａ
以下の非酸化性雰囲気中又は酸素分圧が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。焼鈍時間は一次焼鈍と同様２分以上
であれば問題ない。

【００３０】このようにして得られた二次焼鈍板はその
ままでも磁束密度の高い特性（Ｂ₈≧１．７Ｔ以上）を
示すが、さらに三次冷間圧延および三次焼鈍を施すこと
により、より高い磁気特性を示すようになる。

【００３１】三次冷間圧延の圧延率は３０％以上とす
る。圧延率が３０％未満であると、最終的に得られる結
晶組織が所望のGoss組織とならない。また、圧延率が５
０％を超える範囲では、Ｂ₈が１．９Ｔ以上の高磁束密
度を示す。この冷間圧延は、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】上記三次冷延板は１０００〜１３００℃の
温度で焼鈍される（三次焼鈍）。この場合も、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、実用上の問題を生ずる。
この焼鈍も、上記二次焼鈍と同様の理由から、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
気中、又は酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中で行う必
要がある。焼鈍時間は３分以上であれば問題はないが、
長時間焼鈍すればより安定したGoss組織が形成される。

【００３３】上記の方法で得られた鋼板は、いずれもＧ
oss 粒が安定して集積する。上記特性としては直流で８
００Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度Ｂ₈が、い
ずれも１．７Ｔ以上と優れた磁気特性を示す。

【００３４】このように本発明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、二次冷圧により、又はこれに加えて
二次焼鈍、三次冷圧により好ましい集合組織が形成さ
れ、二次焼鈍又は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。

【００３５】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、最終焼鈍（二次焼鈍または三次焼鈍）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（（１００）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を溶製し、仕上温
度：８２０℃、巻取温度：６００℃、仕上板厚：１．８
ｍｍの条件で熱間圧延を行なった。このようにして作成
された板厚１．８ｍｍの熱延板を表面酸化膜除去のため
酸洗した後、４０％（板厚１ｍｍ）〜８５％（板厚０．
３ｍｍ）の範囲で一次冷間圧延した。次いでこれらの鋼
板に対して非酸化性雰囲気中において６００〜９００℃
で１時間の一次焼鈍処理を施した。

【００３７】この段階における鋼板の直流磁気特性（磁
束密度Ｂ₈）を図１に示す。図１は各一次冷間圧延率及
び一次焼鈍温度における磁束密度Ｂ₈を示す図である。
同図に示すように、この段階では磁束密度Ｂ₈が１．６
Ｔを超えるものはなく、高磁束特性は得られていない。

【００３８】次いで、これらの鋼板の全部を０．１ｍｍ
にまで二次冷間圧延した。この時の冷間圧延率は約６０
〜９０％であった。これらの鋼板に対し酸素分圧０．５
Ｐａ以下の真空中にて１２００℃で５時間の二次焼鈍処
理を施し、焼鈍後の直流磁気特性を測定した。

【００３９】図２にその結果を示す。図２は各二次冷間
圧延率及び一次焼鈍温度における二次焼鈍後の磁束密度
Ｂ₈を示す図である。この図に示すように、二次冷間圧
延の圧延率が８０％以下、一次焼鈍温度が７００〜８０
０℃において、磁束密度Ｂ₈が１．７Ｔ以上の高い磁気
特性が得られることが確認された。

【００４０】［実施例２］実施例１と同様の熱延板を使
用し、これら鋼板を表面酸化膜除去のため酸洗した後、
４０％（板厚１ｍｍ）〜８５％（板厚０．３ｍｍ）の範
囲で一次冷間圧延した。次いで、これらの鋼板に対し非
酸化性雰囲気中にて７００℃で１時間の焼鈍処理を施し
た。

【００４１】次に、一次焼鈍後の鋼板に対して圧延率５
０〜９０％の二次冷間圧延を施した後、酸素分圧０．５
Ｐａ以下の真空中にて１２５０℃で５時間の二次焼鈍処
理を施した。

【００４２】このようにして得られた鋼板の直流磁気特
性を測定した。図３にその結果を示す。図３は一次圧延
率及び二次圧延率を変化させた場合の二次焼鈍後の鋼板
の磁束密度Ｂ₈の値を示す図であり、同図において、白
丸で示した点は｛１１０｝が鋼板面に集積しなかった鋼
板を、また、黒丸で示した点は｛１１０｝が鋼板面に集
積した鋼板を示している。

【００４３】この図から明らかなように、二次冷間圧延
率が８０％を超えた場合には、｛１１０｝の集積は見ら
れず、磁束密度の値も低いことが確認された。これに対
して二次冷間圧延率が５０〜８０％でかつ一次冷間圧延
率が６０％以下の領域においては、磁束密度は１．６Ｔ
以上、また、二次冷間圧延率が５５％以上では１．７Ｔ
以上、さらには７０％付近で１．８Ｔ以上の高い値が得
られることが確認された。

【００４４】［実施例３］実施例１と同様の熱延板を使
用し、これら熱延板を表面酸化膜除去のため酸洗した
後、０．８ｍｍ（圧延率：５５．６％）まで冷間圧延し
た（一次冷間圧延）。これらの鋼板に対し７００℃で１
時間及び３時間、並びに１０００℃で１分の焼鈍処理を
施した。

【００４５】次に、一次焼鈍後の鋼板に対して板厚０．
３ｍｍ（圧延率：６２．５％）まで二次冷間圧延した
後、これらの鋼板に対して酸素分圧０．５Ｐａ以下の真
空中にて１２００℃で１０時間の二次焼鈍処理を施し
た。

【００４６】この段階における鋼板の直流磁気特性を測
定した。その結果を表２に示す。表２に示すように、７
００℃で一次焼鈍処理を行ったものはＢ₈が１．７Ｔ以
上と良好な磁気特性が得られることが確認された。

【００４７】さらに、上記の鋼板を０．０６ｍｍ（圧延
率：８０％）および０．０３ｍｍ（圧延率：９０％）に
三次冷間圧延した後、酸素分圧０．５Ｐａ以下の真空中
において１２００℃で１時間の三次焼鈍処理を施し、こ
れらの鋼板の直流磁気特性を測定した。その結果を表３
に示す。なお、表３の試料番号は同一条件で作成した試
料の数を示している。この３表から、一次焼鈍がいずれ
の条件であっても、特定条件の三次圧延及び三次焼鈍を
行うことにより、極めて高い磁束密度を安定的に有する
鋼材を得ることができることが確認された。

【００４８】［実施例４］上記実施例２で得られた鋼板
（既に０．１ｍｍにまで冷間圧延されたものを除く）を
板厚０．１ｍｍまで三次冷間圧延（圧延率３０％以上）
し、引き続き酸素分圧０．５Ｐａ以下の真空中にて１０
５０℃で１時間の焼鈍処理を施し、これらの鋼板の直流
磁気特性を測定した。その結果を図４に示す。

【００４９】この図から明らかなように、実施例２の段
階で磁束密度が１．７Ｔ以上程度（図３参照）であった
鋼板が、全て１．９Ｔ以上の高い磁束密度を示すことが
確認された。

【００５０】［実施例５］表４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：１．８ｍｍ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、板
厚０．８ｍｍ（圧延率：５５．６％）まで一次冷間圧延
し、次いでこの鋼板に対して７５０℃で１時間の一次焼
鈍処理を施した。

【００５１】次に、一次焼鈍後の鋼板に対して板厚０．
３ｍｍ（圧延率：４０％）まで二次冷間圧延し、引き続
き、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１０時間の二次焼鈍処理
を施した。これらの鋼板のＢ₈を直流磁気測定装置を用
いて測定した。その結果を表５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。表５から明らかなように、Ｃ
ｕ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。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】

【表３】

【００５５】

【表４】

【００５６】

【表５】

【００５７】

【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】実施例１において、一次焼鈍後における鋼板の
直流磁気特性を示す図。

【図２】実施例１において、二次焼鈍後における鋼板の
直流磁気特性を示す図。

【図３】実施例３で得られた鋼板の直流磁気特性を示す
図。

【図４】実施例４で得られた鋼板の直流磁気特性を示す
図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者田中靖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

Claims

【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４０％以上の一次冷間圧延を施した後、６
００〜９００℃の温度で一次焼鈍し、さらに、圧延率５
０〜８０％の二次冷間圧延を施し、引き続き還元性雰囲
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１
０００〜１３００℃の温度で二次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】前記鋼材はさらに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。
【請求項３】前記二次焼鈍後の鋼材に対して、さらに
圧延率３０％以上の三次冷間圧延を施し、引き続き還元
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℃の温度で三次焼鈍することを特
徴とする請求項１又は２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。