JPH0784615B2

JPH0784615B2 - 磁束密度に優れる方向性けい素鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0784615B2
Application number: JP2197822A
Authority: JP
Inventors: 道郎小松原; 光正黒沢; 康之早川; 孝宏菅; 捷雄貞頼
Original assignee: 川崎製鉄株式会社
Priority date: 1990-07-27
Filing date: 1990-07-27
Publication date: 1995-09-13
Anticipated expiration: 2010-09-13
Also published as: EP0468819A1; CA2048014A1; KR930011405B1; JPH0483823A; CA2048014C; EP0468819B1; DE69109010T2; DE69109010D1

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Ｗ_17/50（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、熱の磁化容易軸
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
る現象を通じて形成される。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、（110）〔001〕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MnS,MnSe,AlN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Alを含有させる、 b.最終冷延前の焼鈍後の冷却を急冷にしてAlNを析出さ
せる、 c.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B₈:1.94T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、本発明者らは、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℃の湯中に鋼板を投入し
て急冷する技術が開示されているものの、急冷後の炭化
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1000℃→750℃
までの冷却が約10秒、750℃→100℃までの冷却が約25秒
であるから、この場合、数十Å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、鋼中の固液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や固溶Ｎ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
粒径が細粒化し、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58−1579517号公報におい
て、100Åから500Å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、100Å
から500Å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0.3mmで磁束密度がB₁₀で1.94T（B₈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10
00℃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100℃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1000℃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B₁₀で1.91T
（B₈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くし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Al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Al
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、最終冷延後の焼鈍の冷却時に、歪
付加のもとで、従来不利とされていた200℃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、｛11
1｝＜112＞強度を増加させ、｛111｝＜uvw＞特に｛11
1｝＜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％５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、あるいは上記急冷温度到達時
点から60秒から180秒までの間にわたり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0.25mm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。

Al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,NiまたはCuをそれぞれ添
加し、冷延１回法で0.30mmの板厚の製品を、圧延２回法
で0.23mm板厚の製品を実験的に製造した。

最終圧延の圧下率は88％とし、その前の焼鈍は、１回法
が1150℃で90秒、２回法が1100℃で90秒とし、冷却方法
は、80℃の湯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。

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に示すように、Sbを添加した試料No.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、かつ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、粒内に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かる。

Sbのこのような特殊な作用をもたらす原因は、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
のではないかと考える。

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Al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℃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℃の湯中に浸漬した。冷却速度は平均62℃/sとなり、
温度降下後は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。

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金属
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300Åから500Å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100Å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、300Åから500Å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、｛111｝＜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＞は磁束密度向上の要因となる（11
0）〔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、おそらく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と速
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）〔001〕強度の増加を図る
ものである。

また特開昭58−15797号公報に記載されている技術も100
Åから500Å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。したがって炭化水素析出の密度が、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）〔001〕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、一次再結晶組織にお
いて｛111｝＜uvw＞特に｛111｝＜110＞強度を低下さ
せ、｛111｝＜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0.090wt％以下となる
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0.15wt％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0.04
wt％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Al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、一定以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Alは0.01wt％以上
0.15wt％以下及びＮは0.0030wt％以上0.020wt％以下の
範囲が好適である。

さらに、Sbを鋼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、鋼中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。かかる作用をもたらせるためには、Sbは0.
005wt％以上必要であるが、0.040wt％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0.040wt％以下とする。

以上の他さらに、磁性の向上のために、Cu,Cr,Bi,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、必要に応じて
再生し、サイズを合わせた後、加熱し、熱延する。熱延
後の鋼帯は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AlNの溶体化のため850℃から1200℃
の範囲の高温が必要で焼鈍後、AlN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℃
/stそり遅いと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。

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する間
又は付加した後、上記温度域内の温度で60秒から180秒
までの間保持し冷却するか、あるいは上記急冷温度到達
時点より60秒から180秒までの間にわたり２℃/s以下の
速度で徐冷する。

これは、最終冷延前の焼鈍後において、300Åから500Å
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
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200℃
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には500℃か
ら200℃までの温度範囲の急冷温度到達時点より60秒か
ら180秒までの間にわたり２℃/s以下の速度で徐冷する
ことが必要である。

この時同時に歪を付加するが、できるだけＣの析出以前
500℃から200℃の間の温度で歪を付加することが好まし
く、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、鋼板は最終冷延に供されるか、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℃の範囲が有利に適合する。この
時効温度は400℃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％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）実施例１表４に示す鋼塊A,B,C,D,E,F,G,H,I,J,K,L,Mのこの発明
の適合鋼 11鋼種、比較鋼２鋼種、合計13鋼種を常法に
したがって熱間圧延し、板厚2.2mm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。さらに1100℃で90秒間の
焼鈍を施した後、350℃まで60℃/sの冷却速度で急冷
し、つづいてベンディングロールを備える徐冷ボックス
を通して1.5％の歪を付加しつつ、冷却速度を２℃/sと
して200℃まで徐冷した後、大気中で冷却した。

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％TiO₂を含むMgOを塗布し、1200℃、10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B₈:1.946T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。

実施例２表４に示す鋼塊Ｆを常法にしたがい熱間圧延し、2.4mm,
2.2mm,2.0mm及び1.5mmの熱延板とした。2.4mm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℃/sの平均冷却速度で急冷し、つ
づいて温間スキンパス圧延機で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、その後、1100℃で90秒
間焼鈍した後、350℃まで60℃/sの平均速度で急冷し、
つづいて温間レベラーで1.0％の歪を付加した後（歪付
加時間:1.5秒間）、320℃で120秒間保定後、炉から取り
出し自然放冷した。その後、それぞれ、0.20mm及び0.15
mmの最終板厚に冷間圧延したが、それぞれ0.70mm及び0.
55mm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。
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SrSO₄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、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。

実施例３表４に示す鋼塊Ｇを常法にしたがって熱間圧延し、板厚
2.0mm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、1100℃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（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ベンディングロールにより
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（II））。残るひとつ
は400℃まで60℃/sの平均冷却速度で冷却後２℃/sの冷
却速度で250℃まで徐冷した後、大気放冷した（条件（I
II））。

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0.20mm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860℃２分間の脱炭・１
次再結晶焼鈍を行って10％のTiO₂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７より冷却条件（Ｉ），（III）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500℃
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金属組織写真で
ある。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者菅孝宏千葉県千葉市川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者貞頼捷雄千葉県千葉市川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究本部内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項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S
b: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、あるいは上記急冷温度到達時点から60秒から18
0秒までの間にわたり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次再結晶焼鈍及び鈍化焼鈍を施すこ
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。
【請求項２】最終板厚が0.15mmから0.25mmまでである請
求項第１項記載の磁束密度に優れる方向性けい素鋼板の
製造方法。
【請求項３】最終冷間圧延中における板温度が、200℃
から400℃までである請求項第１項記載の磁束密度に優
れる方向性けい素鋼板の製造方法。
【請求項４】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
請求項第１項記載の磁束密度に優れる方向性けい素鋼板
の製造方法。