JPH06504091A - 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法 - 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】 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法技術分野 本発明は、変圧器、発電機などの電気機器の鉄芯に使われている方向性電磁鋼板 （ａ　ｇｒａｉｎ　ｏｒｉｅｎｔｅｄ　ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ　５ｔｅｅｌ　５ ｈｅｅｔ）およびその製造方法に関するものであり、より詳しくは薄物製品にも 用いられる低鉄損であり高磁束密度を有する磁気特性の優れた方向性電磁鋼板お よびその製造方法に関する。

背景技術 一般に、方向性電磁鋼板は、鋼板の圧延方向に磁気特性の優れた軟磁性材料とし て、励磁が容易であり、かつ鉄損の少ない特性がめられる。励磁特性は、一定の 強さの磁場（１００ＯＡ／ｍ）によって、鉄芯内に誘起される磁束密度（Ｂ１゜ ）多少によって評価されているし、鉄損特性は一定の周波数（５０Ｈｚ）の交流 で、所定の磁束密度（１，７Ｔｅｓ　ｌａ＞が鉄芯に与えられる時、鉄芯内から 熱などで無駄にするエネルギー損失（ＷＩ？１５゜）の多少によって評価する。

磁束密度の高い素材を使うことになれば、小型、高性能の電気機器の製作ができ ることになり、鉄損が少なければ少ないほど、エネルギー損失を大幅に減らずこ とになる。

ミラー指数として（１００）［００１］方位の結晶粒からなる方向性電磁鋼板に おいて、磁束密度と鉄損特性を向上させるためには、ＢＣＣ構造を有するケイ素 鋼の磁化容易の方向である［００１　］方向が、鋼板の圧延方向とよく一致する ようにすること、すなわち、方向性の改善が要求される。方向性電磁鋼板は、工 業的としては最終板厚として冷間圧延した鋼板を脱炭焼鈍をへて約１０００”Ｃ 以上の高温で最終焼鈍時生じる、いわゆる２次再結晶現象を利用して製造してい る方向性電磁鋼板での２次再結晶は、方向性の改善の程度を示すものとして、割 合に粒度の大きい（１００）［００１］方位の１次再結晶粒（これを２次再結晶 の核と表す）が、異方値の１次再結晶粒を食い入れなから急速に成長する現象で ある。かかる２次再結晶を完全に生じるためには、２次再結晶の核が成長してい る間、他方値の１次再結晶は正常的に成長しないように抑える、粒成長抑制力の 増大がめられる。さらに最近省エネルギーの必要性が高まっていることにより、 鉄損特性を向上させるため、方向性の改善だけでなく、板厚を薄くして製造しよ うとする要求が増大している。これは、鉄損の大部分を占めている渦流損が、板 厚の二乗に比例しており、板厚な薄くすればするほど、鉄損を減らすことができ るからである。しかしながら、板厚が薄くなれば２次再結晶が不安定に生じるだ けでなく、２次再結晶が生じるとしても方向性が劣ｆヒする傾向にあり、常法で 安定に製造できる方向性電磁鋼板の板厚の下限は０．３０ｍｍ程度である。従っ て、板厚をより薄くして鉄損特性を向上させるには、２次再結晶をより安定に生 じさせるように粒成長抑制力を強めることがめられる。

方向性電磁鋼板の製造のとき、粒成長抑制力を提供する方法として、Ｍ　ｎ　Ｓ 、ＡＩＮ、ＭｎＳｅなどの析出物形成元素または、Ｓｎ、Ｓｂ−Ｓｅなどの粒界 偏析元素を溶鋼段階で１種または２種以上添加し、適当な後続工程＋７！Ｌ哩で 鋼板に析出、分布させる方法が知られている。析出物による粒成長抑制力を示し たＺｅｎｅｒの式によれば、粒成長抑制力はσΩ／γ。（γ。・析出物の平均粒 度、Ω、析出物の体積分率（Ｖｏｌｕｍｅ　ｆｒａｃｔｉｏｎ）、σ：粒界エネ ルギー）としてγ。が小さく、Ωが大きければ、抑制力が増加する。すなわち、 微細な大きさの析出物を多量形成させることができれば１種の析出物のみで、粒 成長抑制力を・ｇ・要な量のみを増加させるという論理が成立する。しかし、実 際の場合に析出物量の増加と大きさの減少を共に得るのには限界があるので粒成 長抑制力を強めるには、異種類の析出物あるいは２種以上の粒界偏析元素を複合 的に鋼板に添加、分布させるのがより効率的な方法Ｃ′ある。

上記した方向性電磁鋼板の方向性を向上させるために方法における、最終冷間圧 延を高圧下率（ｒｅｃｌｕｃｔｉｏｎ　ｒａｔｉｏ＞とする場合は、１次再結晶 粒の成長駆動力が増えるので、より大抑制力が必要である。すなわち、約６０９ ５の圧下率で最終冷間圧延を行い、Ｂ　Ｉ　Ｏで１．８０Ｔｅｓｌａ程度の磁束 密度が得られる従来の方向性電磁鋼板の場合は、主にＭｎＳ析出物のみを抑制剤 として利用している反面、８０％以上の高い圧下率で冷間圧延と行い、１．９０ Ｔｅｓｌａ以上の高い磁束密度が得られる方向性電磁鋼板では、ＭｎＳ、ＡＩＮ などの２種以上の析出物を粒成長抑制剤として利用している。また日本国特許公 報昭５７−４５８１８号には、ＭｎＳ、ＡＩＮに加えて硫化物の形成元素である Ｃｕを入れることによって、粒成長抑制力を補強し、約８７％の強冷間圧延によ って、優れた磁気特性を示した方向性電磁鋼板を製造する方法が開示されている 。

また、方向性電磁鋼板に溶鋼段階でＰを添加する方法が日本国特許公開公報昭５ ２−６３２９号に示されているが、これはＰを添加することによってＭｎＳ、Ａ ＩＮなどの析出物を微細に、かつ均一に分布させ、２次再結晶粒が微細化し、鉄 損特許を改善する。しかし、Ｐ添加の効果を得るには、Ｎｉの複合添加が避けら れず、その添加量が０，０３％より少ない場合には、２次再結晶が不安定となる 。

発明の開示 それ故本発明の目的は、薄物でも受容できる方向性を有して２次再結晶粒が安定 に成長し、これにより高磁束密度および低鉄損である方向性電磁鋼板を提供する 分方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することにある。

本発明者らは抑制力の強化に役立つ元素の添加によって、高磁束密度および低鉄 損方向性の薄物電磁鋼板が製造できる方法を見いだすため、実験を繰り返した、 本発明者らは次の工程を試みた。すなわち、ＭｎＳ、ＡＩＮを基本の抑制剤とし て左むケイ素鋼に溶鋼段階でＣｕｂ、０３０−０．３００％およびＰｏ、０２０ 〜０．２０％をそれぞれ添加し、ついで高磁束密度方向性電磁鋼板で通常実施さ れる常法の製造工程含実施した。この場合、冷間圧延板が通常の板厚である０３ ０−０．３５ｎｕｎの場合は勿論、これより１い０．１５−０．２７ｎｔｎｔの 堝きにも、方向性の優れた２次再結晶が安定に発達した低鉄損高磁束密度の方向 性電磁鋼板が得られることを本発明者らは発見した。電子ＷＲ微鏡は、溶鋼段階 で添加されるＣｕはＣｕ２Ｓ形態の析出物を作り、Ｐは粒界に偏析されているこ とを示した。この事実から、ＭｎＳ、ＡＩＮを含めたケイ素鋼にＣｕ、Ｐを添加 すると、粒成長抑制力がさらに強められて２次再結晶が安定に発達するようにな るだけでなく、その方向性がもり改善されるものと推定される。

本発明は、上記の事実に基づいて、ＣｕおよびＰを溶鋼段階で複合添加して粒成 長抑制力を強化させることにより、ｒｉ￥ＩＩＪ製品にも適用できる方向性電磁 鋼板を形成して、低鉄損および高磁束密度の方向性電磁鋼板およびその製造方法 を提供する。

図面の簡単な説明 上記目的および本発明の他の利益は、添付された図面および詳細に記載された本 発明の好ましい具体例により、より一層明瞭になるであろう。

第１図は、ＣｕとＰの添加比率（Ｃｕ／’Ｐ）による２次再結晶の発生率および ２次再結晶の方向性の変化を示したグラフである。

好ましい形態の説明 本発明は重量％で、Ｓｔ　：　２．５０−４．００％、Ｍｎ：０．０３０−０． １５０％、Ｃｕ　：　０．０３０−０．３００％、Ｐ：０．０２０−０．２００ ％および残部Ｆｅからなる優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板に関する。

さらに詳細には、本発明の電磁鋼板は、次の方法で製造される。すなわち、重量 ％でＣ：０．０３０−０．１００％、Ｓｉ　：　２．５０−４．００％、Ｍｎ： ０．０３０−０．１５０％、Ｓｈｏ、ｏｉｏ−ｏ、０５０％、酸可溶性（ｓｏｌ ｕｂｌｅ＾１）Ａｌ　：　０．０１０−０．０５０％およびＮ：　０．００３０ −０．ｏ１２ｏ５′６、残部Ｆｅからなるゲイ素鋼に溶鋼段階でＣｕ：０．０３ ０−０．３００％およびＰ：０．０２０−０．２００％を複合添加してゲイ素鋼 スラブを製造する。ついで該ケイ素鋼スラブを常法の熱間圧延、析出焼鈍、酸洗 、冷間圧延、脱炭焼鈍、焼鈍分離剤の塗布および高温焼鈍して磁気特性の優れた 方向性電磁鋼板を製造する。

以下、前記成分の限定理由を説明する。

Ｃが０．０３０重１％（以下％という）未満の場きは、スラブの加熱工程で結晶 粒が粗大成長せて最終高温焼鈍の時に２次再結晶の発達が不安定になって好まし くなく、ｏ、ｉｏｏ％を超えると脱炭焼鈍時間が長くなって好ましくない。

Ｓｔが２．５０％未満の場合は、優れた熱間特性が得られなく、４８００％を超 えると冷間圧延性が劣化されてよくない。

ＭｎおよびＳはＭｎＳ析出物の形成に必要な元素であり、Ｍｎは０．０３０−０ ．１５０％の範囲を外れると粒成長抑制のための適切なＭｎＳ分布にならず、Ｓ は０．０５０％を超えると最終高温焼鈍のとき十分な脱硫が行われないので、磁 気特性の劣化を招き、０．０１０％未満の場合は、十分な量の硫化物形態の析出 物を生じないので好ましくない。

酸可溶性ＡＩおよびＮは、Ａ１析出物の形成に必要な元素であり、酸可溶性Ａｌ が０．０１０％未満の場合は２次再結晶の方向性が劣化されて磁束密度が低くな り、０．０５０％を超えると２次再結晶の発達が不安定になるので良くなく、酸 可溶性Ａｌのより望ましい範囲は０．０２０−０．０３０％である。一方、上記 のＮは、０．００３０％未満の場合ＡＩＮの量が足りなくなり、０．０１２０％ を超えると最終製品にブリスタ（Ｂｌ　１ｓｔｅｒ）形成の欠陥が生じるので好 ましくない。

本発明の特徴であるＣｕとＰに関しては、Ｃｕは０．０３０−０．３００％、Ｐ は０．０２０−０．２００％が有効な範囲である。２次再結晶発達の安定性と２ 次再結晶の改善の面では、Ｃｕは０．０５０−０．１５０％の成分範囲で、Ｐは ０．０４０−０．１２０％の成分範囲で複合添加するのが好ましい、上記Ｃｕは Ｃｕ２Ｓの形成に必要な元素であり、０．０３０９５未満であると適性皇のＣｕ 　２Ｓ析出物が得られないので、通常よる薄く製造するとき２次再結晶を安定に 生じさせにくく、０．０３０％を超えると２次再結晶を生じるが、その方向性が 劣ｆヒするので好ましくない、またＰは粒成長抑制方向上のための粒界偏析元素 であり、０．０２０％未満の場合には優れた磁気特性が得られなく、０．２００ ９．；を超えると冷間圧延性が悪化するので好ましくない。

ＣＬＩとＰの上記添加範囲内で、その添加の比＜Ｃ１ｌ／′Ｐ）を０．５０−３ ．００にするのが最も望ましいのは、Ｃｕ　／　Ｐの値が０．５０未満の場合に は２次再結晶の発生率が多少低くなり、Ｃｕ　／　Ｐの値が３．００を超えると 磁束密度（Ｂ１゜）、すなわち２次再結晶の方向性が劣１ヒする傾向を示すから である。

上記方法で製造されるゲイ素鋼を、常法の溶解法、造塊法（または連鋳法）に適 用することにより、高磁束密度方向性電磁鋼板に通常実施される後続工程の実施 に適切なものとなる。

上記化学組成を有するケイ素鋼は、高磁束密度方向性電磁鋼板製造用素材として 使用され、そしてこのような鋼板製造方法を以下に記載する。

本発明のケイ素鋼スラブは、常法の熱間圧延工程により所定の板厚に圧延される 。熱間圧延板は、ＡＩＮの析出状態を調節するため、９５０−１２００℃で３０ 秒−３分間の析出焼鈍した後、急冷処理される。この析出焼鈍板は、酸洗後続い て１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をする。

最終冷間圧下率（１回の冷間圧延の場合は、そのときの圧下率）を６５−ｇ５％ 、好ましくは８０−９２％の圧下率である。ｉ終圧延以外の場合の圧下率は、重 要ではなく、別に規定しない、冷間圧延の時の複数バス（Ｐａｓｓ）の間には、 １００−３００℃、３０秒−３０分間の時効処理を行えば磁気特性が向上する。

上記冷間圧延板の最終板厚０．２７−０．３５ｍｍとなるように冷間圧延され、 この場合にも磁気特性は優れている。しかしより望ましくは、鉄損減少のために ０．１５−０．２７ｍｍの範囲となるようにするのがよい、その理由は最終板厚 が０．１５ｍｍ未満の場合、板厚による渦流損すなわち鉄損は減少するが再結晶 の安定な発達がなく、０．２７ｍｍを超える場合には２次再結晶は安定に発達す るが板厚による鉄損改善効果が微弱であることによる。

上記のようにして冷間圧延した鋼板は、常法で脱炭焼鈍して脱炭および１次再結 晶される８本発明において、脱炭焼鈍は、８００−９００℃で３０秒−１０分間 湿水素あるいは湿水素と窒素の混合雰囲気下で行うのが好ましい。脱炭焼鈍後、 鋼板表面に最終高温焼鈍時の板面間の接合防止とグラス（Ｃｌａｓｓ）皮膜生成 のため、焼鈍分離剤を塗布する。

焼鈍分離剤としては、ＭｇＯ１Ｔ　ｉ　Ｏ２、Ｎａ２Ｂ、Ｃ）ｙを主成分として 使用するのが好ましい、続いて、この鋼板は２次再結晶および清浄（Ｐｕｒｉｆ ｉｃａＬｉｏ＋＋）のため、１２００℃で５時間以上の最終高温焼鈍される。こ のときの焼鈍雰囲気としては、純水素または水素と窒素の混合雰囲気を用いる。

焼鈍後鋼板の表面には無機質のグラス皮膜が形成されるが、絶縁性の向上と磁球 （ｍａｇｎｅｔｉｃ　ｄｏｍａｉｎ）微細化のために、張力付与塗工するのが好 ましい。

上記の方法で製造された方向性電磁鋼板は下記の化学成分を有する。Ｓｉ：２． ５０−４．００％、Ｍｎ：０．０３０−０．１５０％、Ｃｕ　：　０．０３０− ０．３００％、Ｐｒｏ、０２０−０．２００％および残部Ｆｅ、ここでＳＬは、 鋼板の固有抵抗を高くしてすぐれた鉄損特性を得るのに必要な元素であり、一方 Ｍｎ、Ｃｕ、Ｐは優れた方向性を有する２次再結晶粒を発達させるのに必要であ る、そのほかの成分、例えばＣ，Ｓ、Ｎ、ＡＩなどは方向性の優れた２次再結晶 粒を発達させるためにケイ素鋼素材には必須的に含められなければならない、し かし製品の磁気特性向上のためにはこれら元素の含量をできるだけ低めることが 必要である。したがって、これら元素は、脱炭焼鈍、最終高温焼鈍などで殆ど除 去され、製品では極微量で残存するだけである。しかし、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｐ などの元素は、各焼鈍工程を経ても製品のなかに依然として残留するが、磁気特 性に害はない、したがって、製品中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｐの成分組成の限定理 由は、製造方法の限定理由と同じである。

以下、実施例を通じて本発明の詳細な説明する。

下記表１のように、Ｃ，Ｓｉ−Ｍｎ、Ｓ、酸可溶性ＡＩ、Ｎを含むケイ素鋼スラ ブ（板ｆｆ４０ｒｎｍ）、上記のケイ素鋼にＣＩＪまたはＰを単独、そしてＣｕ および■）を複合添加し、たゲイ″Ｊ：鋼スラブ〈板厚４０ｒｎｍ）を製造した 。上記ケイ素鋼スラブｅ１３５０”ｃに加熱し、熱間圧延して２．３ｍｍの板厚 にした。ついで１２００°Ｃで４分間焼鈍した後、９３０℃まで徐冷し、ついで １００℃の沸騰水で急冷する析出焼鈍を行った。

その後、酸洗滌し、ついで冷間圧延によって最終板厚０．２０％口１１の冷却鋼 板を得た。

冷間圧延バスの間には、約２００℃、５分間時効処理し、ついで脱炭焼鈍を８４ ０℃、３分間湿水素７５％、窒素２５％の混合雰囲気で行った。

次にＭｇＯ，Ｔｉ０ｚ、Ｎａ２Ｂ、Ｏ，を混合した焼鈍分離剤を塗布した後、１ ２００℃で２０時間の最終焼鈍を行い、ついでリン酸アルミニウム、無水クロム 酸、コロイダルシリカを主成分とする張力コーテイング液を塗布し、８４０℃で １分間平坦化焼鈍をした後、２次再結晶発生率および磁気特性を測定し、その結 果を表１に示した。また各鋼板の化学組成を表２に示した。

表２ 上記の表１での２次再結晶発生率（％）は、最終高温焼鈍した鋼板を４臆してい る３０％塩酸溶液でエツチングしてマクロ組織を観察した後、２次再結晶粒が占 めている面積比を示す、以下の実施例においても、測定は同様の方法で実施した 表１に示すように、０．２０ｍｍの薄い板厚で冷間圧延したとき、ＭｎＳ、ＡＩ Ｎのみ含有させた比較材Ａは、２次再結晶が不安定に発達して磁気特性が劣って いる。Ｃｕのみを添加した場合（比較材Ｂ）は、２次再結晶は比較的よく生じる が、磁束密度が低く、優れた鉄損特性か得られなかった。また、基本Ｍ　ｒ＋　 Ｓ、ＡＩＮ析出物を含めた鋼種にＰのみを添加した場きく比較材Ｃ）は、２次再 結晶発生率が劣っていて薄い板厚を製造するための成分系としては適切てないこ とがわかった。

反面、ＣｕとＰを適性量複合添加した本発明材の場合は、薄い板厚にも拘わらず 、完全に２次再結晶が生じ、磁束密度も改善されて優れた鉄損特性が得られた、 しかしＣｕとＰを複合添加したとしても、Ｃｕの添加量が０．３００？ｏを超え る場合（比較材Ｄ）は、２次再結晶は完全に生じたが、高磁束密度は得られなか った。一方Ｐの添加量が０．２００％を超える場合（比較材Ｅ）は、冷間圧延時 、板破断が著しく磁気特性の測定は不可能であった。

一方表２で示したように、ケイ素鋼板中に含有されていた元素中（表１）、ＡＩ 、Ｃ，ＮおよびＳは焼鈍工程中で殆ど除かれ極く偏かの量のみが残存した。しか しＳｔ、Ｍｎ、ＣｕおよびＰのような他の成分は表２に示すように、殆ど最終製 品に残存していた。

実施例２ 重量％でＣ二Ｏ，０７３％、Ｓｉ：３．１３％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０． ０２７５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００７３％を陰有するゲイ 素鋼スラブおよびこのケイ素鋼に溶鋼段階でＣｕ　：　０．０８０％、およびＰ ：ｏ、ｏｓｏ％を複合添加した。これらのケイ素鋼スラブを、常法で熱間圧延し て２．３ｎｕｎの板厚とした。ついで、１１３０℃、１分間焼鈍ｔ＆、９３０℃ まで徐冷し、１００℃の沸騰水で急冷する析出焼鈍を行った。その後酸洗し、冷 間圧延によって、最終板厚が０．３５．０．３０．０．２７．０．２０．０．１ ８．０．１５および０．１２ｍｍの冷間圧延板を得た。このとき、冷間圧延の間 には。

約１８０℃、５分間の時効処理を施した。ついで、脱炭焼鈍を８３０°Ｃで約２ 分間、露点５５℃の水素２５％と窒素７５％の雰囲気下で行った。続いてＭｇＯ １Ｔｉｅ２、Ｎ　ａ　２　Ｂ　４０　ｔを混合した焼鈍分離剤を塗布した。つい で１２００℃で２０時間の最終高温焼鈍を行った。その後、リン酸アルミニウム 、無水クロム酸、コロイダルシリカを主成分とする張力塗布液を塗布して、８５ ０℃、１分間の平坦化焼鈍処理をした。最終板厚の変化に対する２次再結晶発生 率および磁気特性の変化を測定し、その結果を表３に示した。

表３に示すように、ＭｎＳ、ＡＩＮに加えてＣｕ、Ｐを適正１陰有さぜた本発明 材（１−７）の場合は、ＭｎＳ、ＡＩＮのみと添加して比較材（ａ−ｄ）に比し て同一の冷間圧延板厚で優れた磁気特性示１．ていることがわかる。さらに本斧 明材（３−７）の場合は、０．１５−０．２７ｍｎ＋の薄い板厚でら２次再結晶 を安定に生じるだけでなく、高い磁束密度および優れた鉄損特性を示した０本発 明の成分範囲であっても、板厚を０．１２川ｍとした比較材ｅは、磁束密度が低 く、鉄損は高いことを示している。

実施例３ 重Ｉ％でＣ：０．０７３％、Ｓｉ：３．１２％、Ｍ　ｎ　二〇　、　０７０％、 ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ　：０．０２４％、Ｎ：０．００７１％、Ｃｕ ：０．１１％を含有するゲイ素鋼スラブにＰを本発明の組成の範囲である（Ａ） ０．０２０％、（Ｂ）０．０７０％、（Ｃ）０．２００％の３つの異なる量を添 加した。

これらのケイ素鋼スラブを５常法で熱間圧延して２．３ｍｍの板厚とした。つい で、酸洗を経て１次冷間圧延して１．５７ｍｍの板厚とした。その後１１００” Ｃ１３分間の焼鈍した後、９５０℃まで徐冷し、１００’Ｃの沸騰水で急冷する 析出焼鈍を行った。その後再酸洗し、２次冷問圧延によって、最終板厚０．１２ ｍｎ＋の冷間圧延板を得た。このとき、冷間圧延の間には、約１５０℃、１ｏ分 間の時効処理を施した。ついで、脱炭焼鈍を８５０℃で約９０秒間、露点６５℃ の水素２５％と窒素７５％の雰囲気下で行ツタ、続イテＭ　ｇ　Ｏ、Ｔ　ｉ　Ｏ ２、Ｎ　ａ　２　Ｂ　４０　ｙを混合した焼鈍分離剤を塗布した。ついで１１８ ０℃で２０時間の最終高温焼鈍を行った。その後、リン酸アルミニウム、無水ク ロム酸、コロイダルシリカを主成分とする張力塗布液を塗布して、８００℃、１ 分３０秒間の平坦化焼鈍処理をした。全ての工程を終了後、２次再結晶発生率お よび磁気特性の変化を測定し、その結果を表４に示した。

表４ 表４に示すように、Ｐの添加量が本発明の範囲内なら０．２３ｍｍの薄い板厚に 冷間圧延したとき、２次再結晶が安定に生じ、磁束密度が優れていて鉄損特性も また優れていた。しかし、Ｃｕ　／　Ｐの値が約１．５７の鋼板Ｂの場合には磁 気特性がさらに向上した。

実施例４ 重量％でＣ：０．０７９％、Ｓｉ：３．１５％、Ｍｎ　：　０．０７３％、Ｓ： ０．０２９％、酸可溶性Ａに〇、０２８％、Ｎ：０．００８２％、Ｐ：０．０５ ５％を含有するケイ素鋼スラブにＣｕを本発明の組成の範囲である（Ｄ）０．０ ３０％、（Ｅ）０．０８０％、（Ｆ）０．３００％の３つの異なる量を添加した 、これらのケイ素鋼スラブを、常法で熱間圧延して２．Ｏｎｉｍの板厚とした。

ついで、１１２０℃、３分間の焼鈍した後、９５０℃まで徐冷し、１００℃の沸 騰水で急冷する析出焼鈍を行った。その後酸洗し、冷間圧延によって、最終板厚 ０．１８ｍｎ１の冷間圧延板を得た。このとき、冷間圧延の間には、約２００℃ 、５分間の時効処理を施した。ついで、脱炭焼鈍を８５０℃で約９０秒間、露点 ６８℃の水素２５％と窒素７５％の雰囲気下で行った。続いてＭｇＯ，ＴｉＯ２ 、Ｎｕ　２　Ｂ　４０　ｔを混合した焼鈍分離剤を塗布した。ついで１１８０” Ｃで２０時間の最終高温焼鈍を行った。その後、リン酸アルミニウム、無水クロ ム酸、コロイダルシリカを主成分とする張力塗布液を塗布して、８５０’Ｃ１５ ０秒間の平坦化焼鈍処理をした。全ての工程を終了後、２次再結晶発生率および 磁気特性の変化を測定し、その結果を表５に示した。

表５ 表５から明らかなように、Ｃｕの添加Ｉが本発明の範囲内で変化されると、０． １８バｌｎｌの冷間圧延板でも２次再結晶が安定におこり、優れた磁気特性が得 られる。Ｃｕ／Ｐの値が約１．４６である鋼板Ｅは、最も優れた鉄損特性を示し た実施例５ 重量％でＣ：０．０７７％、Ｓｉ：３．１７％、Ｍｎ：０．０７６％、Ｓｈ。

、０２８％、酸可溶性Ａｌ　：０．０２５％、Ｎ：０．００７５％および残部Ｆ ｅを含有するケイ素鋼スラブに溶鋼段階でＣｕとＰを複合添加した。添加比率（ Ｃｕ　／　Ｐ　）を０．２５−６．５０の範囲で変化させながら添加して板厚４ ０　ｒｎ　ｍのケイ素鋼スラブを製造した。最終板厚を０．２３ｍｒｒ＋ｊ：冷 間圧延することをのぞいては、その後の工程は実施例１と同様に実施した。全て の工程を終了陵、２次再結晶発生率および磁気特性の変化を測定し、その結果を 第１図に示した。

第１図から、２次再結晶の方向性を、磁束密度値（Ｂ、。）で示した。第１Ｉ２ １に示したように、ＣｕおよびＰを複合添加して０．２３ｎ１ｍのｔ＆ｉｉ鋼板 を製造する場合に、Ｃｕ　／　Ｐが０．５０−３．００の範囲内であると、２次 再結晶の発生率と磁束密度（Ｂ、、）がより優れていることがわかる。しかしＣ ｕ、／Ｐの値が０゜５０未満の場合には、２次再結晶の発生率が低くなり、Ｃｕ 　／　Ｐの値が３．００を超えると、磁束密度（Ｂ、、）　、すなわち２次再結 晶の方向性が劣化する傾向が見られる。

産業上の利用性 上述したように、本発明はＭｎＳ、ＡＩＮを基本の粒成長抑制剤とするケイ素鋼 に、溶鋼段階で添加し、最終板厚が０．１５−０．２７ｍｍとなるように冷間圧 延することによって、薄物製品にも適用できる磁気特性の優れた低鉄損、高磁束 密度方向性電磁鋼板を提供する。

フロントベージの続き （７２）発明者　リー、チュング　サン大韓民国、キヨング　サンプ　ブック− ドア９０−３９０、ボハング　シティ、ジコグードング１６６−２０、インウハ 　アパート、２５（７２）発明者　ウー、ジョング　スウ大韓民国、キョング　 サンプ　ブック−ドア９０−３９０、ボハング　シティ、ジコグードング　１６ ６−１４、プロツフェッサーアパート２−８０１

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. １．重量％で、Ｓｉ：２．５０−４．００％、Ｍｎ：０．０３０−０．１５０％ 、Ｃｕ：０．０３０−０．３０％、Ｐ：０．０２０−０．２００％および残部Ｆ ｅからなる化学組成を有する磁気特性の優れた方両性電磁鋼板。
2. ２．重量％で、ＣｕおよびＰの添加量がそれぞれ０．０５０−０．１５０％、０ ．０４０−０．１２０％である請求の範囲１記載の磁気特性の優れた方向性電磁 鋼板。
3. ３．Ｃｕ／Ｐの値が、０．５０−３．０の範囲である請求の範囲１記載の磁気特 性の優れた方向性電磁鋼板。
4. ４．最終板厚が、０．１５−０．２７ｍｍの範囲である請求の範囲１記載の磁気 特性の優れた方向性電磁鋼板。
5. ５．重量％で、Ｃ：０．０３０−０．１００％、Ｓｉ：２．５０−４．００％Ｍ ｎ：０．０３０−０．１５０％、Ｓ：０．０１０−０．０５０％、酸可溶性Ａｌ ：０．０１０−０．０５０％、Ｎ：０．００３−０．０１２％および残部Ｆｅか らなるケイ素鋼に、溶鋼段階でＣｕ：０．０３０−０．３００％およびＰ：０． ０２０−０．２００％を複合添加してケイ素鋼スラブを製造する工程、上記のケ イ素鋼スラブに熱間圧延、析出焼鈍、酸洗、冷間圧延、脱炭、焼鈍分離剤の塗布 および高温焼鈍を施す工程 とからなる磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
6. ６．最終板厚が、０．１５−０．２７ｍｍである冷間圧延鋼板が得られるように 冷間圧延することからなる請求の範囲５記載の方向性電磁鋼板の製造方法。