JPH0776730A - 磁束密度の高い薄手方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】工程を繁雑化することなく、安定して高い磁束
密度を有する薄手方向性珪素鋼板を製造する方法を提供
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：０．０
１ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．０
１ｗｔ％以下を含む鋼材を１０００℃以上に保持した
後、仕上温度７００〜９５０℃の熱間圧延を施し、次い
で、圧延率６０〜９０％の一次冷間圧延を施した後、７
００〜１０００℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率４０〜
８０％の二次冷間圧延を施し、その後７００〜１０００
℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率５０〜９０％の三次冷
間圧延を施した後、還元性雰囲気等で１０００〜１３０
０℃の温度で焼鈍して薄手珪素鋼板の製造するに際し、
前記一次乃至三次冷間圧延において１０ｋｇ／ｍｍ² 以
上の張力を付加する。

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
た結晶方位を有し、板厚０．０３〜０．２ｍｍの磁束密
度が高い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、主としてトランスの
鉄心として大量に使用されている。Ｎ．Ｐ．Gossによる
｛１１０｝＜００１＞結晶組織を有する一方向性珪素鋼
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２つに要約される。

【０００３】第一の方法は、製鋼段階でＡｌ，Ｎ，Ｍ
ｎ，Ｓｂ，Ｓ，Ｓｅ等のインヒビター（粒成長抑止剤）
添加し、これらの元素及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次再結晶を生じさせ、選択的
にGoss組織を成長させるものである（例えば、特公昭４
０−１５６４４号、５１−１３４６９号）。

【０００４】第二の方法は、インヒビターを使用せず
に、特定条件の冷間圧延と熱処理都を組合わせることに
よりGoss方位の再結晶集合組織を得るものである（例え
ば、特開昭６４−５５３３９号、特開平２−５７６３５
号等）。

【０００５】一方、近年エネルギーコストの高騰に伴
い、高性能トランス用として低鉄損材料への要求が強ま
っており、一方向性珪素鋼板の鉄損の７０〜８０％を占
める渦電流損失の低減のためには製品の薄手化が有効で
あることから、一方向性珪素鋼板の薄手化が要求されて
いる。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかし、第一の方法で
は、結晶粒成長抑制剤の効果を最大限に引き出すために
は、脱炭焼鈍及び高温長時間の純化焼鈍が必要である。
また、板厚を０．２ｍｍ以下に薄くすると２次再結晶が
不安定になりGoss方位の集積度を高めることが困難にな
る。従って、第１の方法においては薄手方向性珪素鋼板
の安定製造には限界がある。

【０００７】第二の方法は、表面エネルギーを利用した
Goss方位形成を行っているために、板厚０．２ｍｍ以下
でも安定して薄手方向性珪素鋼板を製造することができ
るが、特開昭６４−５５３３９号では冷間圧延に際しロ
ール表面を脱脂し、無潤滑状態で行わなければならない
ため、最終焼鈍１２２０〜１３８０℃、保持時間２〜４
時間で、磁束密度Ｂ₈ ＝１．８８〜１．９２Ｔの高い値
が得られるものの工業的に不利である。特開平２−５７
６３５号では出発素材に対して１０００〜１２００℃で
３時間以上の純化焼鈍を必要とするため、最終焼鈍１０
００℃以上、保持時間１〜３時間で、磁束密度Ｂ₈ ＝
１．９３Ｔの高い値が得られるものの、やはり工業的に
不利である。

【０００８】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、工程を繁雑化することなく、安定して高
い磁束密度を有する板厚０．０３〜０．２ｍｍの薄手方
向性珪素鋼板を製造する方法を提供することを目的とす
る。

【０００９】

【課題を解決するための手段及び作用】本発明は、Ｃ：
０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．５〜７ｗｔ％、Ｓ：
０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎ：
０．０１ｗｔ％以下、Ｃｕ：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、圧下率６０〜９０％の一次冷間又は温
間圧延を施した後、７００〜１０００℃の温度で焼鈍
し、さらに圧下率４０〜８０％の二次冷間又は温間圧延
を施し、その後７００〜１０００℃の温度で焼鈍し、さ
らに圧下率５０〜９０％の三次冷間又は温間圧延を施し
た後、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℃の温度で焼鈍して厚
さ０．０３〜０．２ｍｍの薄手珪素鋼板の製造するに際
し、前記一次乃至三次冷間圧延又は温間圧延において１
０ｋｇ／ｍｍ² の張力を付加することを特徴とする磁束
密度の高い薄手方向性珪素鋼板の製造方法を提供する。

【００１０】本願発明者らは、先に、２．５〜７％Ｓｉ
を基本とする特定組成の珪素鋼板に対して、インヒビタ
ーを用いず冷間圧延を３回施し、最終焼鈍として雰囲気
中の酸素濃度をコントロールし、結晶方位がGoss方位に
集積した方向性珪素鋼板を製造する方法について出願し
た（特願平４−１８５３７４号）。この先行出願を基
に、一層安定した特性が得られる方向性珪素鋼板につい
てさらに検討を重ねた結果、３回の冷間圧延時に一定値
以上の張力を付加することにより、最終焼鈍後のGoss粒
における圧延方向（Ｒ．Ｄ．）と＜００１＞軸との角度
差（α角）が低減し、磁束密度が上昇し、磁気特性が安
定化することを見出した。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。

【００１１】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。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。

【００１２】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２．５〜７ｗｔ％
の範囲に規定する。

【００１３】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。

【００１４】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。

【００１５】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。

【００１６】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。

【００１７】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。

【００１８】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。

【００１９】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。

【００２０】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。

【００２１】このようにして作製された熱延板は常法に
従って一次冷間（又は温間）圧延される。このときの圧
下率は６０〜９０％とする。圧下率が６０％未満の場合
には、熱延中心部に存在する（１００）＜０１１＞集合
組織が、冷間圧延（温間）−焼鈍後にも残存するため
に、最終焼鈍後の磁気特性（磁束密度）が不十分なもの
となる。一方、圧下率が９０％を超えると、圧延機の負
荷が大きくなり経済的に不利になる。なお、通常、冷間
圧延は潤滑材を使用するが、潤滑材を使用せず無潤滑で
圧延を行っても同様の効果が得られる。

【００２２】一次冷間圧延又は温間圧延が施された板は
７００〜１０００℃の温度で焼鈍（一次焼鈍）される。
焼鈍温度が７００℃未満では、焼鈍による完全再結晶を
行わせることが困難である。一方、焼鈍温度が１０００
℃を超えると、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、かつ経済性をも確保するには、特に７００〜８０
０℃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、三次焼
鈍（最終焼鈍）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。

【００２３】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。

【００２４】上記一次焼鈍が施された鋼板は、圧下率４
０〜８０％で二次冷間（又は温間）圧延される。圧下率
が４０％未満あるいは８０％超では、後述する二次焼鈍
後の再結晶粒が均一な細粒にならず、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。

【００２５】このようにして一次冷間圧延又は温間圧延
が施された板は、再び７００〜１０００℃の温度で焼鈍
される（二次焼鈍）。焼鈍温度が７００℃未満では、焼
鈍による完全再結晶を行わせることが困難である。一
方、焼鈍温度が１０００℃を超えると、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、かつ経済性をも確保する
には、特に７００〜８００℃の温度で焼鈍することが好
ましい。この二次焼鈍でも一次焼鈍と同様の理由で鋼板
表面の若干の酸化が許容されるが、この場合も酸化膜を
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。この二次焼鈍時間も一次焼鈍と同様に通常２分
以上であれば問題はなく、また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】なお、一次冷間（又は温間）圧延及び二次
冷間（又は温間）圧延の後に夫々実施される上述のよう
な中間焼鈍の温度は、後述する三次焼鈍後の鋼板の磁束
密度特性に影響を与える。従って、中間焼鈍としての一
次焼鈍及び二次焼鈍の温度を適切に規定する必要があ
る。

【００２７】二次焼鈍が施された鋼板は、さらに圧下率
５０〜９０％で三次冷間（又は温間）圧延される。圧下
率が５０％未満では最終焼鈍後の磁気特性（磁束密度）
が不足し、９０％を超えると圧延機の負荷が大きく経済
的に不利となる。この場合の冷間圧延も、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。

【００２８】このようにして二次冷間圧延又は温間圧延
が施された板は、さらに１０００〜１３００℃の温度で
焼鈍される（三次焼鈍）。これにより表面エネルギーを
利用した結晶粒成長が生じ、Goss粒が成長する。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。

【００２９】この三次焼鈍は、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等の不活性ガスを主体とし酸素分圧が０．５Ｐ
ａ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。真空雰囲気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３分以上である
が、長時間焼鈍すればより安定したGoss組織が形成され
る。

【００３０】なお、上述の温間圧延は約２００〜４００
℃で行う圧延をいう。本発明においては、上述した一次
乃至三次の３回の冷間圧延又は温間圧延の際に、１０ｋ
ｇ／ｍｍ² 以上の張力を付加する。これにより、方向性
珪素鋼板の磁束密度を上昇させることができ、３％Ｓｉ
の組成の場合に、その値を１．９Ｔ以上と十分に高い値
とすることができる。これは、本願発明者らの実験によ
り初めて明らかになったことである。従来は、本発明の
ように、磁束密度を向上させるために、圧延時に付加す
る張力を厳密に規定することは全く行われておらず、そ
の際の張力は、圧延速度、１パス当たりの圧下量、材料
の機械的性質により自ずから決定されるに過ぎなかっ
た。

【００３１】以下、その際の本願発明者らの実験結果を
示す。２．５ｍｍ厚の３％Ｓｉ熱延鋼板にリーダー材を
取付け、レーバースミルを用いて１回目の冷間圧延で圧
延付加張力の水準を変えつつ０．５ｍｍ厚とした。次に
８００℃×２分間の中間焼鈍（一次焼鈍）を行い、２回
目の圧延で同様に張力を変化させつつ０．３ｍｍ厚とし
た。その後、再び８００℃×２分間の中間焼鈍（二次焼
鈍）を行い、３回目の圧延で同様に張力を変化させつつ
０．１ｍｍ厚まで圧延した。各冷延板より幅１５ｍｍ×
長さ２００ｍｍのサンプルを切り出し、これらに対して
水素中で１２００℃×１０分間の最終焼鈍を施した。こ
のようにして得られたサンプルについて、直流単板磁気
測定装置にてＢ₈ （Ｈ＝８００Ａ／ｍのときの磁束密
度）特性を評価した。各冷間圧延時の張力と最終焼鈍後
の磁気特性との関係を図１〜３に示す。なお、ここにお
ける磁気特性は２０サンプルの平均値である。

【００３２】これらの図のうち、図１は１回目の冷間圧
延張力と磁気特性との関係を示し、この際の２回目及び
３回目の圧延張力は２０ｋｇ／ｍｍ² とした。また、図
２は１回目及び３回目の圧延張力が２０ｋｇ／ｍｍ² の
場合の２回目の冷間圧延張力と磁気特性との関係を示
す。さらに、図３は、１回目及び２回目の圧延張力が２
０ｋｇ／ｍｍ² の場合の３回目の冷間圧延張力と磁気特
性との関係を示す。

【００３３】これらの図から明らかなように、いずれも
付加張力１０ｋｇ／ｍｍ² 以上で著しい磁束密度の上昇
が認められる。ただし、３％Ｓｉ鋼の引張強度（抗張
力）は５０kg／ｍｍ² 程度であり、これ以上の張力を付
加するとコイルが破断してしまうため、冷間圧延時の付
加張力の上限値は自ずと５０kg／ｍｍ² 程度に定まる。

【００３４】Ｓｉ量が４％を超えると、引張強度は著し
く高くなり、伸びは低下する。例えば、６．５％Ｓｉ鋼
の場合、室温での引張強度は８０ｋｇ／ｍｍ² 、伸びは
３％程度になる。この場合には、安定的な圧延性を確保
するために、２００〜４００℃の範囲内で温間圧延を行
う。この場合には、磁気特性向上のために必要な圧延付
加張力は１０〜６０ｋｇ／ｍｍ² になる。

【００３５】また、図４に同一製造条件のサンプル間で
の磁気特性のばらつきを示す。図４は２０サンプルの磁
束密度特性のばらつきと１回目の付加張力との関係を示
すものであり、２回目及び３回目の圧延張力は２０ｋｇ
／ｍｍ² である。この図から明らかなように、圧延付加
張力が１０ｋｇ／ｍｍ² 以上になると磁気特性が安定化
することが分かる。この傾向は、２回目、３回目の圧延
の圧延付加張力についても同様である。

【００３６】このように圧延時の張力付与による磁束密
度が上昇し、しかもその値が安定する理由は、以下のよ
うに推定される。圧延と熱処理との組み合わせにより最
終焼鈍において（１１０）［００１］に結晶を配向させ
る過程において、途中段階では（１１０）［００１］結
晶粒はマイナーコンポーネント（非常に弱い成分）であ
り、この結晶の核は圧延後の｛１１１｝＜１１２＞マト
リックスより発生すると考えられる。各段階の圧延によ
る再結晶集合組織は、主方位｛１１１｝＜１１２＞と弱
い（１１０）［００１］とが発生する。圧延時に一定の
張力を付与すると、各結晶粒が塑性変形するときのすべ
り方向＜１１１＞が圧延方向に安定して揃い、シャープ
な｛１１１｝＜１１２＞が形成される。従って、この
｛１１１｝＜１１２＞マトリックスから発生する（１１
０）［００１］粒も高くなると考えられる。なお、冷間
圧延用のミルは、タンデム、レバースいずれでも圧延時
に圧延素材に対して張力を付加することができる。

【００３７】

【実施例】

［実施例１］重量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：３．
２％、Ｍｎ：０．０５％、Ｐ：０．００１％、Ｓ：０．
００１％、Ａｌ：０．００３％、Ｎ：０．００１％、Ｃ
ｕ：０．００２％、Ｎｉ：０．００１％の含珪素スラブ
を加熱し、熱間仕上温度８２０℃、巻取温度６００℃と
し、板厚２．８ｍｍの熱延板を得た。この熱延板を酸洗
後、１回目の冷間圧延を圧下率８２％で行った後、８０
０℃×２分間の中間焼鈍（一次焼鈍）を施し、次いで２
回目の冷間圧延を圧下率４０％で行い、さらに８００℃
×２分間の中間焼鈍を施し、次いで３回目の冷間圧延を
圧下率６７％で行った。そして、最後に１００％水素雰
囲気中（露点−５０℃）にて１２００℃×１０分間、連
続焼鈍（最終焼鈍）を施した。上記１〜３回目の冷間圧
延時には、表１に示す２〜３０ｋｇ／ｍｍ² の張力を付
加した。その際の、各圧延時の付加張力の値と磁束密度
とを表１に示す。なお、磁気特性は、幅１５ｍｍ×長さ
１００ｍｍの短冊状試料により、直流磁気特性測定器を
用いて測定した。

【００３８】

【表１】

【００３９】表１から明らかなように、１０ｋｇ／ｍｍ
² 以上の張力を付加することによりＢ₈ 特性が上昇し、
１．９Ｔ以上と高い値となることが確認された。 ［実施例２］重量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：６．
５％、Ｍｎ：０．０５％、Ｐ：０．００１％、Ｓ：０．
００１％、Ａｌ：０．００３％、Ｎ：０．００１％、Ｃ
ｕ：０．００２％、Ｎｉ：０．００１％の含珪素スラブ
を加熱し、熱間仕上温度７６０℃、巻取温度５６０℃と
し、板厚２．５ｍｍの熱延板を得た。この熱延板を酸洗
後、１回目の温間圧延（３００℃）を圧下率８２％で行
った後、８００℃×２分間の中間焼鈍（一次焼鈍）を施
し、次いで２回目の温間圧延（３００℃）を圧下率４０
％で行い、さらに８００℃×２分間の中間焼鈍を施し、
次いで３回目の温間圧延（２００℃）を圧下率６７％で
行った。そして、最後に１００％水素雰囲気中（露点−
５０℃）にて１２００℃×１０分間、連続焼鈍（最終焼
鈍）を施した。上記１〜３回目の冷間圧延時には、表２
に示す４〜３０ｋｇ／ｍｍ² の張力を付加した。その際
の、各圧延時の付加張力の値と磁束密度とを表２に示
す。なお、磁気特性は、実施例１と同様、幅１５ｍｍ×
長さ１００ｍｍの短冊状試料により、直流磁気特性測定
器を用いて測定した。

【００４０】

【表２】

【００４１】表２から明らかなように、１０ｋｇ／ｍｍ
² 以上の張力を付加することによりＢ₈ 特性が上昇し、
６．５％Ｓｉの組成としては高い値である１．６２Ｔ以
上となることが確認された。 ［実施例３］重量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：３．
２％、Ｍｎ：０．０５％、Ｐ：０．００１％、Ｓ：０．
００１％、Ａｌ：０．００３％、Ｎ：０．００１％、Ｃ
ｕ：０．００２％、Ｎｉ：０．００１％の含珪素スラブ
を加熱し、熱間仕上温度８２０℃、巻取温度６００℃と
し、板厚２．０〜３．０ｍｍの熱延板を得た。酸洗後、
表３に示す種々の条件で、中間焼鈍を挟む３回の冷間圧
延により、０．０５ｍｍ及び０．０３ｍｍの厚さの冷延
板を得た。そして、最後に１００％水素雰囲気中（露点
−５０℃）にて１２００℃×１０分間、連続焼鈍（最終
焼鈍）を施した。上記１〜３回目の冷間圧延時には、表
３に示す４〜２０ｋｇ／ｍｍ² の張力を付加した。

【００４２】

【表３】

【００４３】その際の、各圧延時の付加張力の値と磁束
密度とを表４に示す。なお、磁気特性は、幅３０ｍｍ×
長さ２８０ｍｍの短冊状試料により、直流磁気特性測定
器を用いて測定した。

【００４４】

【表４】

【００４５】表４から明らかなように、１０ｋｇ／ｍｍ
² 以上の張力を付加することにより、製造条件によらず
Ｂ₈ 特性が上昇し、１．９Ｔ以上と高い値となることが
確認された。

【００４６】

【発明の効果】この発明によれば、冷間（又は温間）圧
延時に１０ｋｇ／ｍｍ² 以上の張力を付加することによ
り、工程を繁雑化することなく、安定して高い磁束密度
を有する板厚０．０３〜０．２ｍｍの薄手方向性珪素鋼
板を製造する方法が実現される。

【図面の簡単な説明】

【図１】一次圧延時の付加張力と磁束密度Ｂ₈ との関係
を示す図。

【図２】二次圧延時の付加張力と磁束密度Ｂ₈ との関係
を示す図。

【図３】三次圧延時の付加張力と磁束密度Ｂ₈ との関係
を示す図。

【図４】同一製造条件のサンプル間での磁気特性のばら
つきを示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 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

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．５
   〜７ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１
   ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．０１
   ｗｔ％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、圧下率６０〜９０％の
   一次冷間又は温間圧延を施した後、７００〜１０００℃
   の温度で焼鈍し、さらに圧下率４０〜８０％の二次冷間
   又は温間圧延を施し、その後７００〜１０００℃の温度
   で焼鈍し、さらに圧下率５０〜９０％の三次冷間又は温
   間圧延を施した後、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
   度で焼鈍して厚さ０．０３〜０．２ｍｍの薄手珪素鋼板
   の製造するに際し、前記一次乃至三次冷間圧延又は温間
   圧延において１０ｋｇ／ｍｍ² 以上の張力を付加するこ
   とを特徴とする磁束密度の高い薄手方向性珪素鋼板の製
   造方法。