JPH0971817A - 高磁束密度一方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 良好な磁気特性を有するAlおよびＮをインヒ
ビター成分とする一方向性けい素鋼板を格段の安定性で
製造できるようにする。 【解決手段】 一方向性けい素鋼板の製造工程におい
て、脱炭焼鈍板表層部の集合組織を改善することによっ
て、脱炭焼鈍板表層部の板厚１／５層に対するジャスト
ゴス（１１０）〔００１〕強度比 (Gs／Gc）を0.5 以上
にする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、インヒビターと
してAlN を用いる方向性けい素鋼板の製造方法に関し、
特に磁気特性を安定して向上できる製造方法を提案する
ものである。方向性けい素鋼板は、おもに変圧器の鉄心
材料として用いられ、近年の省エネルギー化の要求にこ
たえ、ますます低鉄損化、高磁束密度化がはかられてき
ている。

【０００２】かかる優れた磁気特性を発現させるために
は、鉄の磁化容易磁区である〔００１〕方向が鋼板の圧
延方向に高度に集積した結晶粒群から構成される必要が
ある。このような結晶粒群の生成は、一般の方向性けい
素鋼板においては、最終仕上げ焼鈍時に、いわゆる（１
１０）〔００１〕ゴス粒と称される方位の結晶粒を２次
再結晶粒として優先的に発達成長させることによりほぼ
達成できることになる。

【０００３】しかしながら実際には、同じ素材成分、同
じ工程条件で製造しても、微妙な成分および工程条件の
変動によって、仕上げ焼鈍後に得られる２次再結晶粒方
位の分布には差異を生じることが多く、それが製品の磁
気特性のバラツキを生じさせていた。

【０００４】このようなバラツキの発生を防止するため
には、通常では、最終仕上げ焼鈍を行い、２次再結晶後
の磁気特性を調べてバラツキ存在を確認してからその原
因を究明することになるが、これではすでに不良コイル
が発生してしまうことになる。

【０００５】そこで、製造工程での比較的早い段階、少
なくとも最終仕上げ焼鈍より前に、２次再結晶後に得ら
れる磁気特性、すなわち、２次再結晶粒方位を予測する
ことが非常に重要になってくる。

【０００６】

【従来の技術】これまで、最終仕上げ焼鈍前に２次再結
晶粒方位を予測する技術として、例えば特公平７−2615
5 号公報（良好な二次再結晶組織を有する多結晶体の製
造方法）には、２次再結晶まえの結晶粒の方位を測定
し、任意に選択した結晶粒の方位と前記の方位を測定し
た結晶粒との対応方位関係を求めることによって、２次
再結晶集合組織を予測する手段が提案開示されている。

【０００７】しかし、この方法にしたがって板厚中心部
の１次再結晶粒方位の測定を行っても、この結果から予
測される２次再結晶集合組織がかならずしも得られるわ
けではなく、その明細書にも記載されているように、２
次再結晶前の表層部結晶粒を中心層より大きくしたり、
２次再結晶焼鈍中の雰囲気を制御する等の必要があっ
た。

【０００８】一方、この２次再結晶前の鋼板表層部の１
次再結晶組織の調整や１次再結晶粒の粗大化に関して
は、例えば、特公昭56−33450 号公報（磁束密度のきわ
めて高い一方向性けい素鋼板の製造方法）、特開昭55−
21531 号公報（磁束密度の極めて高い含Al一方向性珪素
鋼板の製造方法）ならびに特公昭62−31050 号公報（磁
束密度の極めて高い含Al一方向性珪素鋼板の製造方法）
等に、鋼板表層部の１次再結晶粒の粗大化の必要性やそ
の粗大化方法についての提案がなされている。

【０００９】しかしながら、これらの方法では、必ずし
も磁気特性を向上させることができるとは限らず、ま
た、最終仕上げ焼鈍における昇温速度を非常に遅くした
り、あるいは脱炭焼鈍後にさらに高温での熱処理を施し
たりするため、従来より余分なエネルギーが必要とな
り、さらに、最終板厚が0.23mm以下のような薄物の製造
の際には、表層からの１次再結晶粒の粗大化が進行し過
ぎて中心部の細粒部分が少なくなってしまい、２次再結
晶が生じなくなる場合があるなどの問題があった。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、前記した
問題点を有利に解決し、表層１次再結晶粒の粗大化を必
須とすることなく、安定して優れる磁気特性が得られる
一方向性けい素鋼板の製造方法を提案することを目的と
する。

【００１１】

【課題を解決するための手段】この発明の要旨とすると
ころは以下の通りである。 (1)Al およびＮをインヒビター成分として含有するけい
素鋼スラブを素材として熱間圧延し、コイルに巻取った
のち、熱延板焼鈍を施し、その後、１回または中間焼鈍
を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで、１次再結晶焼鈍
を兼ねる脱炭焼鈍ののち、焼鈍分離剤を塗布してから最
終仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向性けい素鋼
板の製造方法において、脱炭焼鈍板表層部の集合組織を
改善することによって、脱炭焼鈍板表層部と板厚１／５
層とのジャストゴス（１１０）〔００１〕強度比につ
き、次式 Gs／Gc≧0.5 ここで Gs：表層部ジャストゴス（１１０）〔００１〕強度 Gc：板厚１／５層ジャストゴス（１１０）〔００１〕強
度 の関係を満足させることを特徴とする高磁束密度一方向
性けい素鋼板の製造方法（第１発明）。

【００１２】(2)Al およびＮをインヒビター成分として
含有するけい素鋼スラブを素材として熱間圧延し、コイ
ルに巻取ったのち、熱延板焼鈍を施し、その後、１回ま
たは中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで、１
次再結晶焼鈍を兼ねる脱炭焼鈍ののち、焼鈍分離剤を塗
布してから最終仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方
向性けい素鋼板の製造方法において、最終冷間圧延前の
鋼板での表層部の中心層に対する鋼中炭素量比を調整す
ることによって、脱炭焼鈍板表層部と板厚１／５層との
ジャストゴス（１１０）〔００１〕強度比につき、次式 Gs／Gc≧0.5 ここで Gs：表層部ジャストゴス（１１０）〔００１〕強度 Gc：板厚１／５層ジャストゴス（１１０）〔００１〕強
度 の関係を満足させることを特徴とする高磁束密度一方向
性けい素鋼板の製造方法（第２発明）。

【００１３】(3) 第２発明において、鋼中炭素量比を0.
5 以下に調整する高磁束密度一方向性けい素鋼板の製造
方法（第３発明）。

【００１４】(4) 第２発明または第３発明において、鋼
中炭素量比の調整にあたり、熱間圧延後コイル巻取り温
度を550 ℃以上として鋼板表層部の脱炭を促進すること
を特徴とする高磁束密度一方向性けい素鋼板の製造方法
（第４発明）。

【００１５】(5) 第２発明，第３発明または第４発明に
おいて鋼中炭素量比の調整にあたり、熱延板焼鈍および
／または中間焼鈍の昇温途中の650 〜900 ℃の温度域で
一時保持して鋼板表層部の脱炭を促進することを特徴と
する高磁束密度一方向性けい素鋼板の製造方法（第５発
明）。

【００１６】(6) 第２発明，第３発明，第４発明または
第５発明において、鋼板表面に脱炭促進剤を塗布して熱
延板焼鈍および／または中間焼鈍を行うことを特徴とす
る高磁束密度一方向性けい素鋼板の製造方法（第６発
明）。

【００１７】(7)Al およびＮをインヒビター成分として
含有するけい素鋼スラブを素材として熱間圧延しコイル
に巻取ったのち、熱延板焼鈍を施し、その後、１回また
は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで、１次
再結晶焼鈍を兼ねる脱炭焼鈍ののち、焼鈍分離剤を塗布
してから最終仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向
性けい素鋼板の製造方法において、最終冷間圧延前の鋼
板での炭化物サイズを調整するとともに、脱炭焼鈍時に
圧延方向と平行に磁場を印加することによって、脱炭焼
鈍板表層部と板厚１／５層とのジャストゴス（１１０）
〔００１〕強度比につき、次式 Gs／Gc≧0.5 ここで Gs：表層部ジャストゴス（１１０）〔００１〕強度 Gc：板厚１／５層ジャストゴス（１１０）〔００１〕強
度 の関係を満足させることを特徴とする高磁束密度一方向
性けい素鋼板の製造方法（第７発明）。

【００１８】(8) 第７発明において、炭化物サイズを20
0 〜1000Åの範囲に調整し、印加する磁場の強度を10 O
e 以上とする高磁束密度一方向性けい素鋼板の製造方法
（第８発明）。

【００１９】(9) 第７発明または第８発明において、炭
化物サイズの調整が、冷間圧延前の焼鈍での冷却時に、
750 〜350 ℃の温度間の冷却速度を10℃/s以上とし、35
0 〜200 ℃の温度域で10秒間以上保持することからなる
高磁束密度一方向性けい素鋼板の製造方法（第９発
明）。

【００２０】(10)AlおよびＮをインヒビター成分として
含有するけい素鋼スラブを素材として熱間圧延しコイル
に巻取ったのち、熱延板焼鈍を施し、その後、１回また
は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで、１次
再結晶焼鈍を兼ねる脱炭焼鈍ののち、焼鈍分離剤を塗布
してから最終仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向
性けい素鋼板の製造方法において、最終冷間圧延前の焼
鈍での冷却時に、900 〜750 ℃の温度域での保持時間、
その保持温度から350 〜200 ℃の温度域への冷却速度お
よび350 〜200 ℃の温度域での保持時間をそれぞれ調整
し、脱炭焼鈍板表層部と板厚１／５層とのジャストゴス
（１１０）〔００１〕強度比につき、次式 Gs／Gc≧0.5 ここで Gs：表層部ジャストゴス（１１０）〔００１〕強度 Gc：板厚１／５層ジャストゴス（１１０）〔００１〕強
度 の関係を満足させることを特徴とする高磁束密度一方向
性けい素鋼板の製造方法（第１０発明）。

【００２１】(11)第１０発明において、900 〜750 ℃の
温度域での保持時間を10秒間以上、350 〜200 ℃の温度
域への冷却速度を10℃/s以上および350 〜200 ℃の温度
域での保持時間を10秒間以上とする高磁束密度一方向性
けい素鋼板の製造方法（第１１発明）。

【００２２】

【発明の実施の形態】この発明は、発明者らが２次再結
晶前の脱炭焼鈍後の１次再結晶組織と最終仕上げ焼鈍後
の２次再結晶組織との関係を詳細に調査した結果、以下
に述べる極めて有意な新しい知見として、簡便かつ２次
再結晶粒方位分布を予測できるパラメーターを得たこと
により達成したものである。

【００２３】これまで、良好な２次再結晶を得るにあ
り、２次再結晶前鋼板の表層から板厚方向やや内部寄り
の集合組織を改善しようとしていたのに対し、脱炭焼鈍
板の表層部の集合組織を改善すること、すなわち、表層
部のジャストゴス強度を板厚１／５層のジャストゴス強
度に対して相対的に高めることが重要であることを知見
したものである。

【００２４】まず、通常工程的に生産されている一方向
性けい素鋼板の製造過程にて、２次再結晶開始直前の板
厚断面の結晶粒径分布を調べたところ ・表層部の結晶粒が粗大化していなくても、良好な磁気
特性を示す場合がある。 ・逆に、表層部の結晶粒が粗大化していても、磁気特性
不良が生じる場合がある。などの現象を知見したことか
ら、この現象に着目し、これらの鋼板の１次再結晶組織
の板厚深さ方向の３次元集合組織について詳細に調査し
た。

【００２５】その結果、表層部と板厚１／５層とのジャ
ストゴス（１１０）〔００１〕強度をそれぞれGsとGcと
したとき、図１に示すように、表層部の集合組織を改善
（Gs／Gc≧0.5)することで、表層部１次再結晶粒の粗大
化の有無にかかわらず、必ず高磁束密度すなわち良好な
２次再結晶が得られることが明らかとなった。ここに、
図１は、一方向性けい素鋼板について、磁束密度と脱炭
焼鈍板の表層部の板厚１／５層に対するジャストゴス
（１１０）〔００１〕強度比（Gs／Gc）との関係を示す
グラフである。

【００２６】このメカニズムの詳細は不明であるが、以
下のように推察される。１次再結晶粒の粗大化は、２次
再結晶粒生成の駆動力に逆比例すると考えられ、鋼板表
層部の１次再結晶粒径を大きくすることにより、表層部
からの２次再結晶粒の生成を抑えて、板厚１／５層付近
から２次再結晶粒を生じさせる。このとき、板厚１／５
層に良好な２次再結晶粒核が存在すれば、その２次再結
晶は良好となる。なお、板厚１／５層に良好な２次再結
晶粒核が少ないないしは存在しない場合には、いくら表
層部の１次再結晶粒を粗大化したからといっても２次再
結晶は不良となる。

【００２７】また、鋼板表層部の１次再結晶粒が粗大化
していない場合には、表層付近から２次再結晶粒が生成
する。したがって、表層部に良好な２次再結晶粒核が十
分に存在すれば、表層部の１次再結晶粒を粗大化しなく
ても良好な２次再結晶を生じさせることができることに
なる。

【００２８】したがって、前記したような鋼板表層部の
１次再結晶粒を粗大化させる方法は、必ずしも磁気特性
の向上には寄与せず、特に薄物材においては２次再結晶
を不安定化することにもなりかねないため、表層部の１
次再結晶粒を粗大化させることなく、表層付近の１次再
結晶集合組織を改善すること、具体的にはGs／Gc≧0.5
となるように１次再結晶集合組織を改善することによっ
て良好な２次再結晶を生成させることが理想的である。

【００２９】ここで、最良の２次再結晶粒核は、ジャス
トゴス（１１０）〔００１〕であるが、実際には、この
方位からある程度ＮＤ回転、ＴＤ回転しており、これら
の回転角をそれぞれαおよびβとすると、αおよびβを
可能な限り小さくすることが高磁束密度化のため望まし
い。すなわち、αおよびβはある分布を有するため、そ
れらの角が15°というような大きい１次再結晶粒にくら
べて０°である１次再結晶粒の強度が大きいことが望ま
れる。

【００３０】これらのうち、βは２次再結晶焼鈍がコイ
ル状で行われるため、一つの２次再結晶粒でも圧延方向
にわずかに変化する。したがってβを小さくするには限
界があり、このため高磁束密度を得ようとするとβの小
さい核をできるだけ多くすることが重要となる。一方、
αは当然小さければ小さいほど高磁束密度化が得られ
る。

【００３１】また、ある２次再結晶粒核の成長に際して
は、これとある特別な方位関係（対応方位関係）にある
場合に、その核が優先的に成長することが知られてい
て、ジャストゴス（１１０）〔００１〕粒に対するその
対応方位は（１１１）〔１１２〕方位に近いとされてい
る。

【００３２】したがって、２次再結晶粒方位を予測しよ
うとする場合、厳密には１次再結晶粒のジャストゴス
（１１０）〔００１〕ならびにそれらの周辺のαおよび
βが15°程度までの分布と、これらに対応する対応方位
の分布などの調査データーが必要になる。

【００３３】これに対し、この発明では、それらを詳細
に調査しなくても、上記したように、ただ脱炭焼鈍板の
表層部と板厚１／５層とのジャストゴス強度を調査する
ことのみで、安定して良好な２次再結晶を得ることの予
測ができるようになる。つまり、板厚方向の集合組織変
化という全く新しい概念を取り入れ、表層部と板厚１／
５層とに着目することによって、詳しく１次再結晶集合
組織分布を調査検討しなくても安定して良好な２次再結
晶の生成を予測することができるようになる。このよう
に、この発明は従来解明されていなかった、板厚方向の
１次再結晶集合組織変化の観点から２次再結晶挙動を見
直すことによって、本質的な磁気特性の向上策がはかれ
るものである。

【００３４】ついで、Gs／Gc値の制御方法について述べ
る。特に注意しなくても、従来の製造条件の範囲内でGs
／Gc≧0.5 が達成されることがあった。しかし、この場
合の達成率は到底100 ％には達していなかった。この達
成率を向上させるため、製造法を種々検討した結果を以
下に列記する。

【００３５】図２は熱延板コイル巻取り温度および熱
延板焼鈍条件（昇温途中での一時保持の有無、脱炭剤と
してのK₂CO₃ の塗布の有無など）を変化させた最終冷間
圧延前の鋼板での表層の板厚中心に対する炭素量の比と
Gs／Gcとの関係を示すグラフである。この図２から明ら
かなように、最終冷間圧延前の鋼板での表層の板厚中心
に対する炭素量の比を0.5 以下にすることによって、Gs
／Gc≧0.5 の達成率を飛躍的に向上できることが判明し
た。

【００３６】ここで、最終冷間圧延前の鋼板での表層部
の中心層に対する炭素量の比を低減することによって、
集合組織を改善することは、特開昭53−71617 号公報
（磁束密度の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法）にも
開示され広く知られた方法であるが、板厚方向の集合組
織変化に寄与することはここで初めて明らかにしたもの
である。また、表層の板厚中心に対する炭素量の比を0.
5 以下にするためには、コイル巻取温度を特定するこ
と、脱炭焼鈍時の昇温途中の特定温度域で一時保持する
こと、脱炭促進剤を塗布することなどを、それぞれ単独
または複合して用いるのが有効であることも分る。

【００３７】図３は、Gs／Gc≧0.5 の達成率に及ぼす
最終冷間圧延前の鋼板での炭化物サイズと脱炭焼鈍時に
圧延方向と平行に印加する磁場強度の影響を示すグラフ
である。図３から明らかなように、最終冷間圧延前の鋼
板での炭化物サイズを調整し、かつ、圧延方向と平行に
磁場を印加することによって、Gs／Gc≧0.5 の達成率を
大幅に向上できることが分る。その際、Gs／Gc≧0.5 の
達成率向上のためには、炭化物サイズを調整し（200 〜
1000Å）、かつ、圧延方向と平行に磁場を印加する（10
Oe 以上）のが有効であることが分る。

【００３８】図４は、Gs／Gc≧0.5 の達成率に及ぼす
最終冷間圧延前の焼鈍での冷却時における第１段目の保
持温度と第２段目の保持温度の影響を示すグラフであ
り、図５は、Gs／Gc≧0.5 の達成率に及ぼす最終冷間圧
延前の焼鈍での冷却時における第１段目の保持温度（80
0 ℃）からの冷却速度と第２段目の保持温度の影響を示
すグラフである。

【００３９】図４および５から明らかなように、最終冷
間圧延前焼鈍における冷却条件を適切に調整することに
よってもGs／Gc≧0.5 の達成率を大幅に向上させ得るこ
とが分る。すなわち、Gs／Gc≧0.5 の達成率を向上させ
るためには、最終冷間圧延前の焼鈍での冷却時に、第１
段目の保持温度（900 〜750 ℃）および時間（10s 以
上）、その後の冷却速度（10℃/s以上）、第２段目の保
持温度（350 〜200 ℃)および時間（10s 以上）を調整
することが重要である。

【００４０】ところで、上記は、最終冷間圧延前焼鈍に
おいて、上記したような冷却条件を採用することによ
り、炭化物を微細かつ粒内に均一に分散析出させるこ
と、ひいてはその微細炭化物の均一分散によって理想的
な板厚方向の集合組織が得られることを新規に知見した
ことによるものである。

【００４１】このような微細炭化物の均一分散状態は、 a.冷却速度が遅すぎると前記したように500 ℃の温度付
近で不都合な炭化物の粒界析出が生じ、粒内に析出する
炭化物が少なくなること、 b.200 ℃以下室温まで急冷してしまうと、炭化物の粒界
析出は抑制できるが粒内析出も同時に抑制されてしまう
こと、などから、従来のように単調に冷却する条件では
決して得られなかったものである。

【００４２】最も好適な微細炭化物の分散状態の析出
は、350 〜200 ℃の温度域までは設備的に可能な範囲で
急冷し、その温度域で10秒間以上保持することによって
得られることが判明し、このような微細炭化物の析出は
鋼板の表層部から板厚１／５層近傍にかけて特に顕著に
観察された。

【００４３】この微細炭化物の均一分散によって、理想
的な板厚方向の集合組織が得られることは、炭化物の分
散状態がその後の冷間圧延時の集合組織の形成に大きく
影響するためと考えられる。従来技術では、ゴス方位核
を圧延によって生じさせるためには、急冷による固溶炭
素の確保が必須であり、温間圧延等によって、ゴス方位
核の生成が促進されるとされてきた。しかしながら、発
明者らが種々検討した結果、重要なことは固溶炭素の存
在ではなく、微細に析出した炭化物の存在であることを
突止めた。

【００４４】その詳細については以下のように考えられ
る。微細に析出した炭化物は、圧延の初期段階から被圧
延材を硬化させ、歪の蓄積ならびに集合組織の形成に大
きく寄与する。さらに、圧延後期においては微細に析出
していた炭化物が高歪の地鉄に容易に固溶し、より一層
効果的に集合組織の形成に寄与する。なお、炭化物が低
温でも固溶するのは、炭化物が微細であり、格子欠陥が
高密度に分散導入されたためと考えられる。

【００４５】したがって、脱炭焼鈍板での集合組織改善
効果を得るためには、最終冷間圧延前の焼鈍にて、その
後の圧延によって固溶し得るサイズの微細炭化物を均一
かつ高密度に析出させておくことが重要になる。

【００４６】つぎに、この発明におけるけい素鋼素材の
好適成分組成範囲について以下に述べる。 Ｃ：0.02〜0.15wt％ Ｃは、熱間圧延時のα−γ変態を利用して結晶組織の改
善を行うために重要な成分である、含有量が0.02wt％未
満ではその添加効果に乏しく、一方、0.15wt％を超えて
多量に含有させると、製造工程での脱炭が難しくなる。
したがって、その含有量は0.02〜0.15wt％の範囲が好ま
しい。

【００４７】Si：2.0 〜4.5 wt％ Siは、鋼板の電気抵抗を高めることにより、鉄損特性を
向上する有用な成分であるが、含有量が2.0 wt％未満で
は鋼板の電気抵抗が小さくなって渦電流損が増加するた
めに良好な鉄損が得られず、一方4.5wt ％を超えると冷
間圧延が困難となる。したがって、その含有量は2.0 〜
4.5 wt％の範囲とすることが好ましい。

【００４８】これらＣ, Siのほか、方向性けい素鋼板用
の素材には、１次および２次再結晶組織の中からゴス方
位以外の粒成長を抑制することにより、ゴス粒のみを選
択的に成長させるという２次再結晶に不可欠の機能を有
するインヒビターの形成成分を含有させることが必須で
ある。このインヒビターにはAlN, MnSe およびMnS など
のように粒内に析出して機能するものと、SbやSnなどの
ように粒界に偏析して機能するものの２つのタイプが知
られている。

【００４９】このうち、AlN インヒビターを適量得るた
めには、Sol.Al : 0.01 〜0.05wt％、Ｎ：0.004 〜0.01
2 wt％の範囲でそれぞれ含有させることが重要である。
これらは、Al含有量が0.01wt％未満だと磁束密度が低下
し、一方、0.05wt％を超えると２次再結晶の生成が不安
定となるからであり、また、Ｎ含有量が0.004wt％に満
たないと、AlN インヒビターの量が不足して磁束密度が
低下し、0.012wt％を超えるとブリスターと呼ばれる表
面欠陥が多発するからである。

【００５０】なお、MnSeやMnS 等のインヒビターを併用
することはなんら支障はなく、その際のMn, SeおよびＳ
の含有量は以下の通りである。 Mn：0.03〜0.30wt％ Mnは、含有量が0.03wt％未満ではインヒビター成分とし
て絶対量が不足し、一方0.30wt％を超えるとインヒビタ
ー粒子径が粗大化して粒成長の抑制力が低下する。した
がって、その含有量は0.03〜0.30wt％の範囲が好適であ
る。

【００５１】Se、Ｓ：0.01〜0.05wt％ SeおよびＳは、含有量が0.01wt％に満たないとインヒビ
ター成分として絶対量が不足し、0.05wt％を超えると仕
上げ焼鈍での純化が困難となる。したがって、それらの
含有量はそれぞれ単独または併用いずれの場合において
も0.01〜0.05wt％の範囲が好ましい。加えて、この発明
では、粒界偏析タイプのインヒビターであるSbおよびSn
等を併用することもできる。特に磁束密度Ｂ₈ 値が1.92
Ｔ以上という極めて優れる磁気特性を有する高級方向性
けい素鋼板を製造するにあたっては、析出タイプだけで
なく、粒界偏析タイプのインヒビターも併用してそれら
インヒビター効果を最大限に発揮させることが有利であ
る。

【００５２】ここにSbおよびSn等の粒界偏析タイプのイ
ンヒビター成分は、その含有量が少なすぎると磁気特性
の改善効果が少なく、一方、多すぎると脆化やフォルス
テライト被膜への悪影響が生じるため、それらの含有量
は単独または併用いずれの場合においてもそれぞれ0.01
〜0.3 wt％の範囲が好適である。また、仕上げ焼鈍中の
窒化を抑制し、２次再結晶を安定化させるために、0.2w
t ％以下のCuを含有させることや、熱間圧延時の表面脆
化に起因する表面欠陥を防止するために、0.1wt ％以下
のMoを含有させることも有効である。

【００５３】つぎに、この発明の製造条件について説明
する。上記の好適成分組成に調整した溶鋼を連続鋳造法
または造塊−分塊法により、所定厚みのスラブとしたの
ち、インヒビター成分であるAlやSe，Ｓを完全に固溶さ
せるため1350〜1450℃に加熱する。そのスラブ加熱後、
熱間圧延しコイルに巻取り、ついで組織の均一化と２次
再結晶を安定化させるために熱延板焼鈍を施したのち、
１回あるいは中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延により、0.
35mm以下の最終製品板厚とする。この鋼板に脱炭焼鈍を
施したのち、鋼板表面にMgO を主成分とする焼鈍分離剤
を塗布してから、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍からな
る最終仕上げ焼鈍を施し一方向性けい素鋼板とする。な
お、最終仕上げ焼鈍後にりん酸系の上塗りコーティング
を施すことは有効である。

【００５４】さて、この発明では、上記製造工程おい
て、安定して良好な２次再結晶を得るために以下に列記
する事項が重要である。 脱炭焼鈍板において、鋼板表層とその下層とのジャス
トゴス（１１０）〔００１〕強度比 (Gs／Gc) を制御す
る（第１発明）こと、その制御にあたり、最終冷間圧延
前鋼板の表層部の中心層に対する鋼中炭素量比を調整し
てGs／Gcを0.5以上に制御する（第２発明）こと、そし
てその鋼中炭素量比を0.5 以下に調整する（第３発明）
ことなどを達成するために、熱間圧延後コイ巻取り温
度、熱延板焼鈍条件ならびに中間焼鈍条件などが重要に
なる。

【００５５】・熱間圧延後のコイル巻取り温度が、550
℃未満では炭素の拡散量が少なく鋼板表層部の脱炭には
不利であるので、その巻取り温度は脱炭の促進ができる
550℃以上とすること（第４発明）がよい。 ・また、熱延板焼鈍および／または中間焼鈍の昇温時の
650 〜900 ℃の間の温度で一時保持する事（第５発明）
で鋼板表層部の脱炭を促進することもよい。これは、そ
の一時保持温度が650 ℃未満では、短時間での炭素の拡
散が十分に進行せず、900 ℃超えの高温では、脱炭より
も表面のスケールの生成が顕著となり脱炭には不利にな
るためである。 ・さらに、脱炭促進剤としてたとえばK₂CO₃ などを鋼板
表面に塗布して焼鈍を行うこと（第６発明）も有効であ
る。以上のような鋼板表面の脱炭手法により、表層部の
板厚中心に対する炭素量の比を0.5 以下に調整すれば、
Gs／Gcを0.5 以上にすることがほぼ100 ％可能である。
なお、これらの脱炭手法は、それぞれ単独で用いても、
複合して用いても一向に差支えない。

【００５６】ここで、脱炭焼鈍板の集合組織評価、すな
わち、Gs／Gcの評価は、鋼板の表層および板厚１／５層
のジャストゴス（１１０）〔００１〕存在率を、従来か
ら行われているＸ線による３次元集合組織解析法（級数
展開法、ベクトル法等）やコッセル法、ＥＣＰ法などに
よって求めることでよい。また、鋼板表層部と中心層の
炭素量の評価は、鋼板表面ならびに中心からそれぞれ原
板厚の１／10厚みの試片を抽出し、化学分析することで
よい。

【００５７】Gs／Gcを0.5 以上に制御する他の手段と
して、最終冷間圧延前の鋼板での炭化物サイズを調整
し、脱炭焼鈍時に圧延方向に平行に磁場を印加する（第
７発明）手法を用いることもよい。その際、最終冷間圧
延前の炭化物サイズの調整は、200 Å以上、1000Å以下
とすること、印加する磁界強度は10 Oe 以上とすること
（第８発明）が重要である。これらは、それぞれ上記範
囲を外れると集合組織の改善効果が十分でないことによ
る。

【００５８】なお、このような炭化物サイズの分布を得
るための冷間圧延前の焼鈍（熱延板焼鈍、中間焼鈍）条
件は、その焼鈍の冷却時に750 〜350 ℃の温度間の冷却
速度を10℃/h以上とし、かつ350 〜200 ℃の温度域で10
秒間以上保持すること（第９発明）がよい。一方、鋼板
に磁場を印加する場合、脱炭焼鈍の昇温過程で、500℃
以上、磁気変態点以下の温度域で行うことが重要であ
る。これは500 ℃未満あるいは磁気変態点以上の温度で
はいくら磁場を印加しても集合組織の改善に影響しない
ことによる。また、印加する磁場の強度は10 Oe 未満で
は効果がないので10 Oe 以上とすることが重要である
が、1000 Oe 以上印加しても効果は変わらないのでその
強度は1000 Oe を上限とすることでよい。かくして、安
定して上記サイズ範囲内の分布の炭化物を得ることがで
き、Gs／Gcを0.5 以上にすることができる。

【００５９】加えて、Gs／Gcを0.5 以上とする他の手
段として、最終冷間圧延前の焼鈍（熱延板焼鈍または中
間焼鈍）での冷却時に２段階の一時保持処理を行うこと
（第10、第11発明) は極めて有効である。この焼鈍は、
インヒビターを均一化するため950 ℃以上の温度で20秒
間以上行うことが好ましい。そして、冷却時の第１段目
の保持は、保持温度が900 ℃超えあるいは750 ℃未満お
よびその保持時間が10秒間未満では、中心部変態組織が
緻密となり、集合組織の改善効果がなくなる。このた
め、第１段目の保持は900 ℃以下、750 ℃以上の温度域
で10秒間以上保持することが重要である。その後の冷却
は、冷却速度が10℃/s未満では炭化物が粒界に析出して
しまい集合組織の改善効果がなくなるため、その冷却速
度は10℃/s以上とすることが肝要であり、さらに第２段
目の保持は、適切な炭化物形態として集合組織の改善に
寄与させるため、350 ℃以下、200 ℃以上の温度域で10
秒間以上保持することが重要である。

【００６０】

【実施例】

実施例１ Ｃ：0.058 wt％、Si : 2.75 wt％、Mn : 0.07 wt％、Se
: 0.018wt％、 Sol.Al : 0.025 wt％、Ｎ：0.008 wt％
およびSb : 0.020wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブ10本を素材として、板厚：2.5m
m に熱間圧延し、1000℃の温度での熱延板焼鈍ののち、
一回の冷間圧延で板厚：0.35mmの冷延板とした。その
後、水素と窒素との混合雰囲気中で、820 ℃・120 秒間
の脱炭焼鈍を行い、先行する５コイルを処理した時点で
それら各コイルのGsおよびGcをＸ線３次元集合組織測定
法によって求めた。

【００６１】このとき上記５コイルのGs／Gcの平均が0.
41であったため、ホットコイルとして保管してあった残
り５コイルを、熱延板焼鈍条件として加熱温度を1100℃
と高くし、かつ冷却条件を変更したところ、５コイルの
脱炭焼鈍後のGs／Gcの平均を0.52とすることができた。
これらの脱炭焼鈍を終えた合計10コイルについて、MgO
を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ
焼鈍として昇温速度：25℃/hの２次再結晶焼鈍につづい
て1200℃・10時間の純化焼鈍を行いそれぞれ一方向性け
い素鋼板とした。

【００６２】かくして得られた、各製品板について、そ
れぞれ磁束密度Ｂ₈ を測定した。その結果、前半のGs／
Gcの平均が0.41の５コイルが1.895 〜1.941 Ｔ、平均1.
915 Ｔであったのに対し、後半のGs／Gcの平均が0.52の
５コイルは1.921 〜1.946 Ｔ平均1.932 Ｔと、この発明
によって脱炭焼鈍板の表層部の集合組織を改善し、Gs／
Gcを0.5 以上に制御した場合、安定して良好な磁気特性
を得ることができた。

【００６３】実施例２ Ｃ：0.049 wt％、Si : 3.00 wt％、Mn : 0.07 wt％、Se
: 0.017wt％、 Sol.Al : 0.025 wt％、Ｎ：0.007 wt％
およびSb : 0.018wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブ10本を素材として、板厚：2.3m
m に熱間圧延し、1050℃の温度での熱延板焼鈍ののち、
1000℃の温度での中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延で板
厚：0.23mmの冷延板とした。その後、水素と窒素との混
合雰囲気中で、840 ℃・120 秒間の脱炭焼鈍を行い、先
行する５コイルを処理した時点でそれら各コイルのGsお
よびGcをＸ線３次元集合組織測定法によって求めた。

【００６４】このとき上記５コイルのGs／Gcの平均が0.
46であったので、残り５コイルについては昇温条件を変
更して脱炭焼鈍を行ったところ、５コイルのGs／Gcの平
均を0.58にすることができた。これらの脱炭焼鈍を終え
た合計10コイルについて、MgO を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍として昇温速度：25
℃/hの２次再結晶焼鈍につづいて1200℃・10時間の純化
焼鈍を行いそれぞれ一方向性けい素鋼板とした。

【００６５】かくして得られた、各製品板について、そ
れぞれ磁束密度Ｂ₈ を測定した。その結果、前半のGs／
Gcの平均が0.46の５コイルが1.890 〜1.951 Ｔ、平均1.
918 Ｔであったのに対し、後半のGs／Gcの平均が0.58の
５コイルは1.926 〜1.958 Ｔ、平均が1.936 Ｔと、この
発明によって脱炭焼鈍板の表層部の集合組織を改善し、
Gs／Gcを0.5 以上に制御することによって、安定して良
好な磁気特性を得ることができた。

【００６６】実施例３ Ｃ：0.075 wt％、Si : 3.00 wt％、Mn : 0.07 wt％、Se
: 0.013wt％、 Sol.Al : 0.018 wt％、Ｎ：0.006 wt％
およびSb : 0.025wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブ10本を素材として、板厚：2.5m
m に熱間圧延し、1000℃の温度での熱延板焼鈍ののち、
1100℃の温度での中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延で板
厚：0.18mmの冷延板とした。その後、水素と窒素との混
合雰囲気中で、850 ℃・120 秒間の脱炭焼鈍を行い、先
行する５コイルを処理した時点でそれら各コイルのGsお
よびGcをＸ線３次元集合組織測定法によって求めた。

【００６７】このとき上記５コイルのGs／Gcの平均が0.
39であったため、残り５コイルは中間焼鈍条件を変更し
たところ、Gs／Gcの平均を0.63にすることができた。こ
れら脱炭焼鈍を終えた合計10コイルについて、MgO を主
成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍
として昇温速度：30℃/hの２次再結晶焼鈍につづいて12
00℃・10時間の純化焼鈍を行いそれぞれ一方向性けい素
鋼板とした。

【００６８】かくして得られた、各製品板について、そ
れぞれ磁束密度Ｂ₈ を測定した。その結果、前半のGs／
Gcの平均が0.39の５コイルが1.870 〜1.932 Ｔ、平均1.
896 Ｔであったのに対し、後半のGs／Gcの平均が0.63の
５コイルは1.915 〜1.938 Ｔ、平均が1.923 Ｔと、この
発明によって脱炭焼鈍板の表層部の集合組織を改善し、
Gs／Gcを0.5 以上に制御した場合、安定して良好な磁気
特性を得ることができた。

【００６９】実施例４ Ｃ：0.065 wt％、Si : 3.23 wt％、Mn : 0.065wt％、Se
: 0.020wt％、 Sol.Al : 0.025 wt％、Ｎ：0.0085wt％
およびSb : 0.022wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブ10本を素材として、板厚：1.8m
m に熱間圧延し、先行する５コイルについては巻取り温
度：680 ℃にて巻取り（試料記号Ａ〜Ｅ・適合例）残り
５コイルについては巻取り温度：500 ℃にて巻取った
（試料記号Ｆ〜Ｊ・比較例）。

【００７０】その後、各コイルはそれぞれ1000℃の温度
で熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延で板厚：0.
18〜0.34mmの冷延板とした。これらの冷延板に840 ℃・
120秒間の脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分とする
焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍として、２
次再結晶時の昇温速度を35℃/hとし、２次再結晶完了後
は1200℃・５時間の純化焼鈍を施し、それぞれ一方向性
けい素鋼板とした。上記において、最終冷間圧延前の各
鋼板の板厚方向の炭素量、各脱炭焼鈍板のGs／Gcおよび
各製品板の磁気特性をそれぞれ調査した。それらの調査
結果を表１にまとめて示す。

【００７１】

【表１】

【００７２】表１から明らかなように、この発明の適合
例（試験記号Ａ〜Ｅ）はコイル巻取り温度を680 ℃（55
0 ℃以上）とすることにより、最終冷間圧延前鋼板の表
層部の中心層に対する鋼中炭素量比が0.5 以下、Gs／Gc
が0.5 以上を示し、これらの適合例は全て良好な磁気特
性を示している。これらに対し、比較例は全て鋼中炭素
量比が0.5 超え、Gs／Gcが0.5 未満で磁気特性も劣って
いる。

【００７３】実施例５ Ｃ：0.070 wt％、Si : 3.25 wt％、Mn : 0.070wt％、Se
: 0.024wt％、 Sol.Al : 0.024 wt％、Ｎ：0.0090wt％
およびSb : 0.040wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブを素材として、板厚：2.2mm に
熱間圧延したのち、520 ℃の温度でコイルに巻取った。
その後コイルを２分割し、熱延板焼鈍で、一つのコイル
（試料記号Ｋ・適合例）は昇温途上の820 ℃の温度で１
分間の一時保持をしたのち1050℃まで昇温し１分間均熱
後冷却した。他のコイル（試料記号Ｌ・比較例）は、昇
温途上の一時保持をすることなく1050℃まで昇温し１分
間均熱したのち冷却した。

【００７４】しかるのち、これらの熱延板焼鈍を終えた
各コイルに、それぞれ１回の冷間圧延を施し板厚：0.23
mmの冷延板とした。これらの冷延板に830 ℃・130 秒間
の脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍として２次再結晶時
の昇温速度を50℃/hとし、２次再結晶完了後は1200℃・
10時間の純化焼鈍を施しそれぞれ一方向性けい素鋼板と
した。上記において、最終冷間圧延前の各鋼板の板厚方
向の炭素量、各脱炭焼鈍板のGs／Gcおよび各製品板の磁
気特性をそれぞれ調査した。それらの調査結果を表２に
まとめて示す。

【００７５】

【表２】

【００７６】表２から明らかなように、比較例に比し、
この発明の適合例（熱延板焼鈍昇温途上での一時保持）
は良好な磁気特性を示している。

【００７７】実施例６ Ｃ：0.072 wt％、Si : 3.40 wt％、Mn : 0.072wt％、Se
: 0.025wt％、 Sol.Al : 0.028 wt％、Ｎ：0.0079wt％
およびSb : 0.025wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブを素材として、板厚：2.4mm に
熱間圧延し、530 ℃の温度でコイルに巻取った。その後
コイルを２分割し、一つのコイル（試料記号Ｍ・適合
例）は脱炭促進剤としてK₂CO₃ を鋼板に塗布してから、
1050℃・１分間の熱延板焼鈍を行い、他のコイル（試料
記号Ｎ・比較例）は脱炭促進剤を塗布することなくその
まま1050℃・１分間の熱延板焼鈍を行った。

【００７８】その後、これらの焼鈍板を、１回目の冷間
圧延で板厚：1.5mm としたのち、1100℃・１分間の中間
焼鈍後２回目の冷間圧延でそれぞれ板厚：0.18mmの冷延
板とした。しかるのち、これらの冷延板に845 ℃・100
秒間の脱炭焼鈍を施し、MgO を主成分とする焼鈍分離剤
を塗布してから、最終仕上げ焼鈍として、２次再結晶の
昇温速度を100 ℃/hとし、２次再結晶完了後は1200℃・
８時間の純化焼鈍を施しそれぞれ一方向性けい素鋼板と
した。上記において、最終冷間圧延前の各鋼板の板厚方
向の炭素量、各脱炭焼鈍板のGs／Gcおよび各製品板の磁
気特性をそれぞれ調査した。それらの調査結果を表３に
まとめて示す。

【００７９】

【表３】

【００８０】表３から明らかなように、比較例に比しこ
の発明の適合例（熱延板焼鈍での脱炭促進剤塗布）は、
良好な磁気特性を示している。

【００８１】実施例７ Ｃ：0.067 wt％、Si : 3.20 wt％、Mn : 0.07 wt％、Se
: 0.018wt％、 Sol.Al : 0.025 wt％、Ｎ：0.008 wt％
およびSb : 0.020wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブを素材として、板厚：2.5mm に
熱間圧延し、1000℃の温度での熱延板焼鈍における800
℃から350 ℃の温度域での冷却速度を変化させ、つい
で、直接室温域まで冷却したりその冷却過程で種々の温
度で60秒間一時保持したりして、炭化物サイズを変化さ
せた。

【００８２】その後、１回の冷間圧延でそれぞれ板厚：
0.35mmの冷延板としたのち、水素と窒素との混合雰囲気
中で、820 ℃・120 秒間の脱炭焼鈍を、その昇温過程の
種々の温度域で、強度を変えて圧延方向と平行に磁場を
印加した。しかるのち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤
を塗布してから、最終仕上げ焼鈍として12℃/hの昇温速
度で２次再結晶焼鈍後、1200℃・10時間の純化焼鈍を行
い、それぞれ一方向性けい素鋼板とした。

【００８３】これらは、各条件ごとにそれぞれ10コイル
製造し、最終冷間圧延前の鋼板（熱延焼鈍板）での炭化
物サイズ、脱炭焼鈍板のGs，Gcおよび製品板の磁束密度
などをそれぞれ調査した。なお、脱炭焼鈍板のGs，Gc
は、各コイルの長手方向両端２箇所をＸ線３次元集合組
織測定法により求めた。これらの主要製造条件および調
査結果を表４にまとめて示す。ここでGs／Gc≧0.5 の達
成率は、各条件ごとそれぞれ20個の測定値から算出し
た。

【００８４】

【表４】

【００８５】表４から明らかなように、この発明の適合
例はすべて良好な磁気特性を示している。

【００８６】実施例８ Ｃ：0.052 wt％、Si : 3.25 wt％、Mn : 0.07 wt％、Se
: 0.019wt％、 Sol.Al : 0.020 wt％、Ｎ：0.006 wt％
およびSb : 0.030wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブを素材として、板厚：2.3mm に
熱間圧延し、1050℃の温度での熱延板焼鈍後、１回目の
冷間圧延を行ったのち、1000℃の温度での中間焼鈍にお
ける800 ℃から350 ℃の温度域での冷却速度を変化さ
せ、ついで、その後の冷却過程で種々の温度で60秒間一
時保持したのち冷却して炭化物サイズを変化させ、２回
目の冷間圧延でそれぞれ板厚：0.23mmの冷延板とした。

【００８７】その後、水素と窒素との混合雰囲気中で、
820 ℃・120 秒間の脱炭焼鈍を、その昇温過程の種々の
温度域で、強度を変えて圧延方向と平行に磁場を印加し
た。しかるのち、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
してから、最終仕上げ焼鈍として30℃/hの昇温速度で２
次再結晶焼鈍後、1200℃・10時間の純化焼鈍を行い、そ
れぞれ一方向性けい素鋼板とした。これらは、各条件ご
とにそれぞれ10コイル製造し、最終冷間圧延前の鋼板
（中間焼鈍板）での炭化物サイズ、脱炭焼鈍板のGs，Gc
および製品板の磁束密度などを実施例７と同様にして調
査した。これらの主要製造条件および調査結果を表５に
まとめて示す。

【００８８】

【表５】

【００８９】表５から明らかなように、この発明の適合
例はすべて良好な磁気特性を示している。

【００９０】実施例９ Ｃ：0.061 wt％、Si : 3.05 wt％、Mn : 0.07 wt％、Se
: 0.018wt％、 Sol.Al : 0.015 wt％、Ｎ：0.008 wt％
およびSb : 0.025wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブを素材として、板厚：2.5mm に
熱間圧延し、1000℃の温度での熱延板焼鈍後、１回目の
冷間圧延を行ったのち、1100℃の中間焼鈍における800
℃から350 ℃の温度域での冷却速度を変化させ、つい
で、直接室温域まで冷却したりその冷却過程で種々の温
度で60秒間一時保持したりして炭化物サイズを変化さ
せ、２回目の冷間圧延でそれぞれ板厚：0.18mmの冷延板
とした。

【００９１】その後、水素と窒素との混合雰囲気中で、
850 ℃・120 秒間の脱炭焼鈍を、その昇温過程の種々の
温度域で強度を変えて圧延方向と平行に磁場を印加し
た。しかるのち、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
してから最終仕上げ焼鈍として45℃/hの昇温速度で２次
再結晶焼鈍後、1200℃・10時間の純化焼鈍を行い一方向
性けい素鋼板とした。これらは、各条件ごとにそれぞれ
10コイル製造し、最終冷間圧延前の鋼板（中間焼鈍板）
での炭化物サイズ、脱炭焼鈍板のGs，Gcおよび製品板の
磁束密度などを実施例７と同様にして調査した。これら
の主要製造条件および調査結果を表６にまとめて示す。

【００９２】

【表６】

【００９３】表６から明らかなように、この発明の適合
例はすべて良好な磁気特性を示している。

【００９４】実施例１０ Ｃ：0.058 wt％、Si : 2.95 wt％、Mn : 0.07 wt％、Se
: 0.020wt％、 Sol.Al : 0.022 wt％、Ｎ：0.008 wt％
およびSb : 0.025wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブを素材として、板厚：2.5mm に
熱間圧延したのち、1000℃・60秒間の熱延板焼鈍（最終
冷間圧延前焼鈍）を、その冷却条件（２段階の一時保
持）を変えて１条件について10コイルづつ施し、つい
で、１回の冷間圧延でそれぞれ板厚：0.35mmの冷延板と
した。

【００９５】その後、水素と窒素との混合雰囲気中で、
820 ℃・120 秒間の脱炭焼鈍ののち、MgO を主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍として昇
温速度：45℃/hの２次再結晶焼鈍につづいて1200℃・10
時間の純化焼鈍を行いそれぞれ一方向性けい素鋼板とし
た。それらの脱炭焼鈍板についてはGs，Gcを製品板につ
いては磁束密度をそれぞれ実施例７と同様にして調査し
た。これらの冷却条件および調査結果を表７にまとめて
示す。

【００９６】

【表７】

【００９７】表７から明らかなように、この発明の適合
例はすべて良好な磁気特性を示している。

【００９８】実施例１１ Ｃ：0.048 wt％、Si : 3.05 wt％、Mn : 0.07 wt％、Se
: 0.019wt％、 Sol.Al : 0.018 wt％、Ｎ：0.006 wt％
およびSb : 0.035wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブを素材として、板厚：2.3mm に
熱間圧延し、1050℃の温度で熱延板焼鈍後、１回目の冷
間圧延を行ったのち、1100℃・60秒間の中間焼鈍（最終
冷間圧延前焼鈍）を、その冷却条件（２段階の一時保
持）を変えて１条件について各10コイルづつ施し、２回
目の冷間圧延によりそれぞれ板厚：0.23mmの冷延板とし
た。

【００９９】その後、水素と窒素との混合雰囲気中で、
820 ℃・120 秒間の脱炭焼鈍ののち、MgO を主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍として昇
温速度：10℃/hの２次再結晶焼鈍につづいて1200℃・10
時間の純化焼鈍を行いそれぞれ一方向性けい素鋼板とし
た。それらの脱炭焼鈍板についてはGs，Gcを、製品板に
ついては磁束密度をそれぞれ実施例７と同様にして調査
した。これらの冷却条件および調査結果を表８にまとめ
て示す。

【０１００】

【表８】

【０１０１】表８から明らかなように、この発明の適合
例はすべて良好な磁気特性を示している。

【０１０２】実施例１２ Ｃ：0.075 wt％、Si : 3.15 wt％、Mn : 0.07 wt％、Se
: 0.022wt％、 Sol.Al : 0.028 wt％、Ｎ：0.008 wt％
およびSb : 0.045wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるけい素鋼スラブを素材として、板厚：2.5mm に
熱間圧延し、1000℃の温度で熱延板焼鈍後、１回目の冷
間圧延を行ったのち、1150℃・30秒間の中間焼鈍（最終
冷間圧延前焼鈍）を、その冷却条件（２段階の一時保
持）を変えて１条件について各10コイルづつ施し、２回
目の冷間圧延によりそれぞれ板厚：0.18mmの冷延板とし
た。

【０１０３】その後、水素と窒素との混合雰囲気中で、
850 ℃・120 秒間の脱炭焼鈍ののち、MgO を主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍として昇
温速度：25℃/hの２次再結晶焼鈍につづいて1200℃・10
時間の純化焼鈍を行いそれぞれ一方向性けい素鋼板とし
た。それらの脱炭焼鈍板についてはGs，Gcを、製品板に
ついては磁束密度をそれぞれ実施例７と同様にして調査
した。これらの冷却条件および調査結果を表９にまとめ
て示す。

【０１０４】

【表９】

【０１０５】表９から明らかなように、この発明の適合
例はすべて良好な磁気特性を示している。

【０１０６】

【発明の効果】この発明は、AlおよびＮをインヒビター
成分とする一方向性けい素鋼板の製造工程において、良
好な２次再結晶集合組織を得るために、脱炭焼鈍板の特
に表層部の一次再結晶集合組織を改善するものであり、
この発明によれば、格段の安定性で良好な磁気特性を有
する一方向性けい素鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】磁束密度と脱炭焼鈍板の表層部の板厚１／５層
に対するジャストゴス（１１０）〔００１〕強度比（Gs
／Gc）との関係を示すグラフである。

【図２】熱延板コイル巻取り温度および熱延板焼鈍条件
を変化させた最終冷間圧延前の鋼板での表層の板厚中心
に対する炭素量の比とGs／Gcとの関係を示すグラフであ
る。

【図３】Gs／Gc≧0.5 の達成率に及ぼす最終冷間圧延前
の鋼板での炭化物サイズと脱炭焼鈍時に圧延方向と平行
に印加する磁場強度の影響を示すグラフである。

【図４】Gs／Gc≧0.5 の達成率に及ぼす最終冷間圧延前
の焼鈍の冷却時における第１段目の保持温度と第２段目
の保持温度の影響を示すグラフである。

【図５】Gs／Gc≧0.5 の達成率に及ぼす最終冷間圧延前
の焼鈍の冷却時における第１段目の保持温度からの冷却
速度と第２段目の保持温度の影響を示すグラフである。

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 AlおよびＮをインヒビター成分として含
   有するけい素鋼スラブを素材として熱間圧延し、コイル
   に巻取ったのち、熱延板焼鈍を施し、その後、１回また
   は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで、１次
   再結晶焼鈍を兼ねる脱炭焼鈍ののち、焼鈍分離剤を塗布
   してから最終仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向
   性けい素鋼板の製造方法において、 脱炭焼鈍板表層部の集合組織を改善することによって、
   脱炭焼鈍板表層部と板厚１／５層とのジャストゴス（１
   １０）〔００１〕強度比につき、次式 Gs／Gc≧0.5 ここで Gs：表層部ジャストゴス（１１０）〔００１〕強度 Gc：板厚１／５層ジャストゴス（１１０）〔００１〕強
   度 の関係を満足させることを特徴とする高磁束密度一方向
   性けい素鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 AlおよびＮをインヒビター成分として含
   有するけい素鋼スラブを素材として熱間圧延し、コイル
   に巻取ったのち、熱延板焼鈍を施し、その後、１回また
   は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで、１次
   再結晶焼鈍を兼ねる脱炭焼鈍ののち、焼鈍分離剤を塗布
   してから最終仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向
   性けい素鋼板の製造方法において、 最終冷間圧延前の鋼板での表層部の中心層に対する鋼中
   炭素量比を調整することによって、脱炭焼鈍板表層部と
   板厚１／５層とのジャストゴス（１１０）〔００１〕強
   度比につき、次式 Gs／Gc≧0.5 ここで Gs：表層部ジャストゴス（１１０）〔００１〕強度 Gc：板厚１／５層ジャストゴス（１１０）〔００１〕強
   度 の関係を満足させることを特徴とする高磁束密度一方向
   性けい素鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 請求項２において、鋼中炭素量比を0.5
   以下に調整する高磁束密度一方向性けい素鋼板の製造方
   法。
4. 【請求項４】 請求項２または３において、鋼中炭素量
   比の調整にあたり、熱間圧延後コイル巻取り温度を550
   ℃以上として鋼板表層部の脱炭を促進することを特徴と
   する高磁束密度一方向性けい素鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 請求項２，３または４において、鋼中炭
   素量比の調整にあたり、熱延板焼鈍および／または中間
   焼鈍の昇温途中の650 〜900 ℃の温度域で一時保持して
   鋼板表層部の脱炭を促進することを特徴とする高磁束密
   度一方向性けい素鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項２，３，４または５において、鋼
   板表面に脱炭促進剤を塗布して熱延板焼鈍および／また
   は中間焼鈍を行うことを特徴とする高磁束密度一方向性
   けい素鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】 AlおよびＮをインヒビター成分として含
   有するけい素鋼スラブを素材として熱間圧延し、コイル
   に巻取ったのち、熱延板焼鈍を施し、その後、１回また
   は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで、１次
   再結晶焼鈍を兼ねる脱炭焼鈍ののち、焼鈍分離剤を塗布
   してから最終仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向
   性けい素鋼板の製造方法において、 最終冷間圧延前の鋼板での炭化物サイズを調整するとと
   もに、脱炭焼鈍時に圧延方向と平行に磁場を印加するこ
   とによって、脱炭焼鈍板表層部と板厚１／５層とのジャ
   ストゴス（１１０）〔００１〕強度比につき、次式 Gs／Gc≧0.5 ここで Gs：表層部ジャストゴス（１１０）〔００１〕強度 Gc：板厚１／５層ジャストゴス（１１０）〔００１〕強
   度 の関係を満足させることを特徴とする高磁束密度一方向
   性けい素鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】 請求項７において、炭化物サイズを200
   〜1000Åの範囲に調整し、印加する磁場の強度を10 Oe
   以上とする高磁束密度一方向性けい素鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】 請求項７または８において、炭化物サイ
   ズの調整が、冷間圧延前の焼鈍での冷却時に、750 〜35
   0 ℃の温度間の冷却速度を10℃/s以上とし、350 〜200
   ℃の温度域で10秒間以上保持することからなる高磁束密
   度一方向性けい素鋼板の製造方法。
10. 【請求項１０】 AlおよびＮをインヒビター成分として
    含有するけい素鋼スラブを素材として熱間圧延し、コイ
    ルに巻取ったのち、熱延板焼鈍を施し、その後、１回ま
    たは中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで、１
    次再結晶焼鈍を兼ねる脱炭焼鈍ののち、焼鈍分離剤を塗
    布してから最終仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方
    向性けい素鋼板の製造方法において、 最終冷間圧延前の焼鈍での冷却時に、900 〜750 ℃の温
    度域での保持時間、その保持温度から350 〜200 ℃の温
    度域への冷却速度および350 〜200 ℃の温度域での保持
    時間をそれぞれ調整し、脱炭焼鈍板表層部と板厚１／５
    層とのジャストゴス（１１０）〔００１〕強度比につ
    き、次式 Gs／Gc≧0.5 ここで Gs：表層部ジャストゴス（１１０）〔００１〕強度 Gc：板厚１／５層ジャストゴス（１１０）〔００１〕強
    度 の関係を満足させることを特徴とする高磁束密度一方向
    性けい素鋼板の製造方法。
11. 【請求項１１】 請求項１０において、900 〜750 ℃の
    温度域での保持時間を10秒間以上、350 〜200 ℃の温度
    域への冷却速度を10℃/s以上および350 〜200 ℃の温度
    域での保持時間を10秒間以上とする高磁束密度一方向性
    けい素鋼板の製造方法。