JPH05186831A

JPH05186831A - 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: JPH05186831A
Application number: JP4185376A
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

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４０〜８０％の冷間圧延を施し、その後還元性
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４０〜８０％の
冷間圧延を施し、その後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、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：
２．５〜７．０ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａ
ｌ：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８０％以下の冷間圧延を施し、そ
の後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℃の温度で焼鈍し、さら
に圧延率９０％以上の冷間圧延を施し、その後還元性雰
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。

【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
〜８０％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。また、圧延率が８０％超ではＧoss 粒の発達
が十分ではなく、また、圧延負荷も大きくなるため得策
ではない。

【００２５】ただし、後述するように二次冷間圧延を行
う場合には、大きな圧延率で二次冷間圧延されるため、
必ずしも上記のような圧延率の下限を規定する必要はな
い。しかし、二次冷間圧延を行う場合であっても一次焼
鈍時にある程度の表面エネルギーによる効果を発揮させ
るためには３０％以上の圧延率で圧延することが好まし
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。

【００２６】このようにして得られた一次冷延板は、１
０００〜１３００℃で焼鈍される。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、実用上の問題を生じる。

【００２７】この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、Ａ
ｒ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。焼鈍時間は通常３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。

【００２８】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。

【００２９】このようにして得られた焼鈍板はそのまま
でもGoss組織を有し、高い磁束密度を示すが、さらに二
次冷間圧延及び二次焼鈍を施すことにより、より安定し
てGoss組織を得ることができ、高い磁気特性を示すよう
になる。

【００３０】二次冷間圧延の圧延率は９０％以上である
ことが必要である。９０％未満では最終的な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。

【００３１】このようにして得られた二次冷延板は１０
００〜１３００℃で二次焼鈍される。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、実用上の問題を生じ
る。この焼鈍も、上記一次焼鈍と同様の理由から、還元
性雰囲気または酸素分圧が０．５Ｐａ以下の非酸化性雰
囲気若しくは酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中で行う
必要がある。すなわち、この場合も鋼板表面に酸化膜が
形成されると、粒成長性が阻害され、最終的に満足なGo
ss粒の集積が得られないからである。焼鈍時間は一次焼
鈍と同様３分以上であれば問題ない。

【００３２】上記の方法で得られた鋼板はいずれもGoss
粒が安定して集積し、しかも＜００１＞軸の圧延方向か
らのずれが５度以内という高い集積度を有する。磁気特
性としては直流で８００Ａ／ｍの磁界を印加したときの
磁束密度Ｂ₈がいずれも１．６Ｔ以上の高磁束密度を示
す。特に最終の冷間圧延率を９５％程度にまで高める
と、Ｂ₈＝１．９６Ｔという極めて高い磁束密度を示
す。

【００３３】このように本発明法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、
一次冷間圧延後の一次焼鈍の際に表面エネルギーによる
好ましい結晶方位への選択的粒成長が生じること、及
び、さらに二次冷間圧延で強加工することにより好まし
い集合組織が形成され、二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。

【００３４】

【実施例】

［実施例１］表１に示す化学成分の鋼Ａを溶製し、仕上
温度：８００℃、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。このようにして得ら
れた熱延板を表面酸化膜除去のため酸洗した後、４０〜
９８％の圧延率で冷間圧延した。次いで、これらの鋼板
に対して、酸素分圧０．２５Ｐａの真空中にて１２００
℃で１４時間の焼鈍処理を施し、エッチピットによる結
晶方位観察、直流磁気測定器でＢ₈を測定した。

【００３５】図１に各圧延率で圧延した鋼板のエッチピ
ット観察の結果を示す。数字は＜００１＞軸の圧延方向
からのずれを示している。なお、Ｂ₈の値も併記する。
図１から明らかなように、圧延率が４０％未満のもの
は、十分に粗大結晶粒に成長しておらずGoss組織が得ら
れていない。これは表面エネルギーの効果が相対的に弱
いためであると考えられる。これに対して、圧延率が４
０〜８０％の場合には、Goss粒が全体を覆い、ずれ角度
２０°以下となることが確認された。

【００３６】図２はＢ₈に及ぼす冷間圧延率の影響を示
したものである。この図から、圧延率を４０〜８０％に
することにより、Ｂ₈が１．６０Ｔ以上という良好な直
流磁気特性が得られることがわかる。

【００３７】［実施例２］表１に示す化学成分の鋼Ｂを
溶製し、仕上温度：９００℃、巻取温度：６００℃、仕
上板厚１．８ｍｍの条件で熱間圧延を行なった。このよ
うにして得られた熱延板を表面酸化膜除去のため酸洗し
た後、４０〜８０％の圧延率で冷間圧延した。次いで、
１００％水素雰囲気中または酸素分圧０．５Ｐａ以下の
真空中にて７００〜１３００℃の温度で焼鈍を行なっ
た。この結果、１００％水素雰囲気中で焼鈍を行った場
合には焼鈍温度１１００℃以上で、また、真空焼鈍の場
合には焼鈍温度１０００℃以上で、それぞれ粗大粒が鋼
板全面を覆うことが確認された。

【００３８】これらの粗大粒が全面を覆った鋼板に対し
て、圧延率を７０％から９７％まで変化させて二次冷間
圧延を行ない、さらに、一次焼鈍と同様の条件で二次焼
鈍を行なった。この結果、１００％水素雰囲気中での焼
鈍の場合には焼鈍温度１１００℃以上で、また、真空焼
鈍の場合には焼鈍温度１０００℃以上で、それぞれ粗大
粒が全面を覆うことが確認された。

【００３９】これらの粗大粒が全面を覆った鋼板につい
て結晶方位の変化を調査したところ、＜００１＞軸と圧
延方向とのずれの角度αは図３のような分布を示し、二
次冷間圧延率が９０％以上の場合に９０％以上の結晶粒
がα≦５°となった。

【００４０】さらに、これらの鋼板のＢ₈を直流磁気測
定器で測定したところ、図４に示すように二次冷間圧延
率が９０％以上の場合にＢ₈≧１．６Ｔとなった。さら
に、９５％以上の圧下率の場合にＢ₈≧１．８５Ｔの優
れた磁気特性を示すことが確認された。

【００４１】図５に直流磁気測定器で測定した保持力Ｈ
ｃを示す。保持力は圧下率９５％の近傍において急激に
低下し、それ以上の圧下率で極めて優れた軟磁気特性を
示すことが確認された。

【００４２】［実施例３］表２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％）まで冷間圧延し
た。次いで、これらの鋼板に対して酸素分圧が０．５Ｐ
ａ以下の水素雰囲気中にて１１８０℃で１０時間の焼鈍
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３に示す。なお、鋼種
Ｃ１〜Ｃ３はＣｕ量を変化させたもの、Ｄ１〜Ｄ３はＡ
ｌ量を変化させたものである。表３から明らかなよう
に、Ｃｕ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。

【００４３】

【表１】

【００４４】

【表２】

【００４５】

【表３】

【００４６】

【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において得られた鋼板の各圧延率にお
けるエッチピット観察の結果を示す図。

【図２】実施例１における磁束密度Ｂ₈に及ぼす冷間圧
延率の影響を示す図。

【図３】実施例２において得られた各板厚の鋼板につい
て、ずれ角度αの分布を示すグラフ。

【図４】実施例２における二次冷間圧延率（又は最終板
厚）と鋼板の磁束密度Ｂ₈との関係を示す図。

【図５】実施例２における二次冷間圧延率（又は最終板
厚）と鋼板の保磁力Ｈｃとの関係を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── 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４０〜８０％の冷間圧延を施し、その後還
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】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８０％以下の冷間圧延を施し、その後還元
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℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率
９０％以上の冷間圧延を施し、その後還元性雰囲気若し
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４】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３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。