JPH10102150A - 一方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 スラブ加熱温度が普通鋼なみに低く、且つ、
磁気特性を良好に保った一方向性けい素鋼板を、積極的
な途中窒化を施さずに、安定して有利に製造することの
できる方法を開発する。 【解決手段】 スラブ中のAl、Se及びＳの各含有量［A
l］、［Se］及び［Ｓ］（wt％）につき、次の各式 0.016 ≦［Al］+(5/9)｛［Se］+ 2.47［Ｓ］｝≦0.027
かつ ［Se］＋2.47［Ｓ］≦0.025 を満足させる。熱延板焼鈍を800 ℃以上1000℃以下で行
う。より好ましくは、冷間圧延をタンデム圧延機で100
℃以上で行う。

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、一方向性けい素
鋼板の製造方法に関し、特に磁気特性を良好に保った汎
用の一方向性けい素鋼板を、安定して製造することので
きる方法を提案しようとするものである。

【０００２】

【従来の技術】一方向性けい素鋼板は、主として変圧器
その他の電気機器の鉄心材料として使用され、磁気特性
として磁束密度が高く、鉄損値が低いこと等が基本的に
重要である。そのため、一方向性けい素鋼板の一般的な
製造方法においては、厚み100〜300 mmのスラブを高温
に加熱後、熱間圧延し、次いでこの熱延板を１回又は中
間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚と
し、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結
晶及び純化を目的として最終仕上焼鈍を行うという、複
雑な工程が採られている。

【０００３】すわなち、磁気特性を高めるためには、仕
上焼鈍工程での二次再結晶で、磁化容易軸である〈００
１〉軸が圧延方向に揃った、｛１１０｝〈００１〉方位
（いわゆるゴス方位）の結晶粒を成長させることが重要
であり、かかるゴス方位に高度に揃った二次再結晶組織
よりなる鋼板を得るためにこそ、上記のような複雑な工
程が採られている。

【０００４】このような二次再結晶を効果的に促進させ
るためには、まず、ゴス方位以外の一次再結晶の成長を
抑制する、インヒビターと呼ばれる分散相を、均一かつ
適正なサイズで鋼中に分散させることが重要である。か
かるインヒビターには硫化物、窒化物等であって鋼中へ
の溶解度が極めて小さいものが用いられ、代表的なもの
はMnS 、MnSe、AlN 及びVN等である。

【０００５】上述した硫化物、セレン化物や窒化物の主
インヒビターを適切なサイズで微細分散させるために、
従来から熱延前のスラブ加熱時にインヒビターを一旦完
全に固溶させた後、熱延時に析出させる方法が行われて
きた。ここに、インヒビターを十分固溶させるためのス
ラブ加熱温度というのは1400℃程度であり、普通鋼のス
ラブ加熱温度に比べて約200 ℃も高い。こうした高温ス
ラブ加熱は、インヒビターの機能を十分に発揮させるた
めに必須である反面、次のような弊害を招いていた。 (1) 高温加熱を行うためにエネルギー原単位が高い。 (2) 溶融スケールが発生し易く、またスラブ垂れが生じ
易い。 (3) スラブ表層の過脱炭が生じる。

【０００６】そこで、上記(2) 、(3) の問題を解決する
ために、一方向性けい素鋼専用の誘導加熱炉が開発さ
れ、実際のスラブ加熱に使用されているが、省エネルギ
ーの観点から見ると、却ってエネルギー増大につながる
という問題点が残されていた。

【０００７】一方向性けい素鋼板を生産効率良く製造す
るためには、できる限り省エネルギーを図ることが希求
されており、そのためにもスラブ加熱時のエネルギー削
減は急務である。また、高級一方向性けい素鋼板はとも
かく、磁気特性が中級程度の汎用品においては特に、製
造コストの削減が重要課題となっているため、スラブ加
熱時のエネルギー削減（すなわち加熱温度の低温化）
は、製造コストの削減につながる利点もある。

【０００８】そのため、一方向性けい素鋼板を製造する
際におけるスラブ加熱の低温化を実現すべく、これまで
多くの研究者が多大な努力をしてきた。その成果につい
ては既に多くの開示があり、例えば、特公昭５４−２４
６８５号公報では、As、Bi、Pb、Sb等の粒界偏析元素を
鋼中に含有させ、インヒビターとして利用することによ
ってスラブ加熱温度を1050〜1350℃の範囲にする方法が
開示された。また、特開昭５７−１５８３２２号公報で
は、鋼中のMn量を下げ、Mn／Ｓの比率を2.5 以下にする
ことにより低温スラブ加熱化を行い、更にCuの含有によ
り二次再結晶を安定化する技術が開示された。更に、特
開昭５７−８９４３３号公報では、Mnに加えてＳ、Se、
Sb、Bi、Pb、Sn、Ｂ等の元素を加えたスラブを用い、こ
れにスラブの柱状晶率及び二次冷延圧下率の制御を組み
合わせることにより1000〜1250℃の低温スラブ加熱化を
実現している。

【０００９】これらの技術は、鋼中への溶解度が極めて
小さいAlN をインヒビターとして利用しない方針の技術
である。したがって、結果としてインヒビターの抑止力
が弱いために磁気特性がいま一つ良くなかったり、研究
室規模の技術であるといった問題点があった。

【００１０】また、特開昭５９−１９０３２４号公報で
は、一次再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すという新規な
技術が開示されたが、これも研究室規模の製造手段に留
まっている。次に、特開昭５９−５６５２２号公報で
は、Mnを0.08〜0.45％、Ｓを0.007 ％以下にすることに
より低温スラブ加熱化する方法が開示され、これにCrを
添加することにより二次再結晶の安定化を図る技術が特
開昭５９−１９０３５号公報で開示された。これらの技
術はいずれも、Ｓ量を下げてスラブ加熱時のMnS の固溶
を図るのが特徴である。しかし、重量の大きなスラブで
は幅方向や長手方向で磁気特性のばらつきか生じるとい
う問題点があった。

【００１１】一方、特開昭５７−２０７１１４号公報で
は、けい素鋼の極低炭素化（Ｃ：0.002 〜0.010 ％と低
温スラブ加熱化とを組み合わせる技術が開示された。こ
れは、スラブ加熱温度が低い場合には凝固から熱延まで
の間にオーステナイト相を経由しない方が後の二次再結
晶に有利であるという思想に基づく技術である。このよ
うにＣ量が極端に低いことは、冷延時の破断防止にも有
利であるが、二次再結晶を安定化させるためには、脱炭
焼鈍時に窒化させることが必要である。上記の特開昭５
７−２０７１１４号公報の技術が開示された後は、製造
工程の途中における窒化を前提とした技術開発が主流と
なった。例えば、特開昭６２−７０５２１では、仕上焼
鈍条件を特定し、仕上焼鈍時に途中窒化することで低温
スラブ加熱を可能にする技術が開示され、更に、特開昭
６２−４０３１５号公報ではスラブ加熱時に固溶し得な
い量のAl、Ｎを含有させ、途中窒化によってインヒビタ
ーを適正状態に制御する方法が開示された。

【００１２】しかし、上記のような脱炭焼鈍時に途中窒
化を施す方法は、新たな設備を要し、コストが増大する
という問題点があり、また、仕上焼鈍中の窒化は、制御
が困難であるという問題点がある。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】この発明が解決しよう
とする課題は、スラブ加熱温度が普通鋼なみに低く、且
つ、磁気特性を良好に保った一方向性けい素鋼板を、積
極的な途中窒化を施さずに、安定して有利に製造するこ
とのできる方法の開発である。このことは、コスト削減
が要求される汎用の一方向性けい素鋼板の製造において
特に有利に適合する。

【００１４】

【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、Ｃ：0.02〜0.07％及びSi：2.5 〜4.5 wt％を含
有するけい素鋼スラブを1260℃以下に加熱した後、熱間
圧延をし、次いで熱延板焼鈍を施してから、１回又は２
回以上の冷間圧延により最終板厚とした後、脱炭焼鈍、
次いで焼鈍分離剤を塗布した後に仕上げ焼鈍を施す一方
向性けい素鋼板の製造方法において、スラブ中のAl、Se
及びＳの各含有量［Al］、［Se］及び［Ｓ］（wt％）に
つき、次の各式 0.016 ≦［Al］+(5/9)｛［Se］+ 2.47［Ｓ］｝≦0.027
かつ ［Se］＋2.47［Ｓ］≦0.025 を満足させること、並びに熱延板焼鈍を80 ℃以上1000
℃以下で行うことを特徴とする一方向性けい素鋼板の製
造方法にあり、かくして所定の磁気特性に保った汎用の
一方向性けい素鋼板を安定して製造することが可能にな
った。更に、冷間圧延を、タンデム圧延機にて100 ℃以
上の温度で行うことにより、一層磁気特性の優れた一方
向性けい素鋼板が得られる。

【００１５】以下に、この発明の解明経緯について具体
的に説明する。一方向性けい素鋼スラブの加熱温度の低
温化を図るに当たって、スラブ加熱時にMnS 、MnSeが十
分固溶し得るよう、インヒビター成分を減らす試みは従
来から多くなされてきた。しかし、MnSe、MnS を減らし
た場合には製造工程途中での窒化が必須条件であった。
ここに、発明者らは、熱延板焼鈍条件を変化させること
により、インヒビターとしてのMnS 、MnSeをある程度減
らしても磁気特性の低下を防ぎ得るのではないかと考
え、次の実験を行った。

【００１６】インヒビターとしては、AlN 、MnSe、MnS
を主にし、けい素鋼スラブのインヒビター成分の含有量
を大きく変化させた。なお、従来、含有量につき別々に
制御されていた硫化物・Se化合物系のインヒビター（主
にMnS 、MnSe）と窒化物系のインヒビター（主にAlN ）
とを同時に制御することを試みた。スラブ厚は200 mm〜
260 mmで、かかるスラブを普通鋼並の1200℃に加熱後、
2.3 mmまで熱間圧延し、次いで熱延板焼鈍条件を(a) 75
0 ℃×１分、(b) 900 ℃×１分、(c) 1050℃×１分、の
３通りに変化させた熱延板焼鈍の後、0.35mm厚まで冷間
圧延し、脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上げ焼鈍し
た。かくして得られた鋼板の磁束密度を測定し、その結
果を図１〜図３に示す。図１が熱延板焼鈍条件が(a) の
750 ℃×１分の場合、図２が熱延板焼鈍条件が(b) の90
0 ℃×１分の場合、そして図３が熱延板焼鈍条件が(c)
の1050℃×１分の場合の測定結果である。

【００１７】ここで、横軸にスラブのAl含有量をとり、
縦軸にはスラブのSe及びＳの含有量を、同じ6B族元素に
属するSeとＳとの原子量の違い（Se／Ｓ＝2.47）を考慮
して足し合わせた値をとった。インヒビターとして利用
するAl、Se、Ｓの量を制御するにあたり、このような視
点で適正範囲を求めようとするのは、発明者らの新規な
発想である。

【００１８】図１〜図３より、熱延板焼鈍条件が(a) の
750 ℃×１分や(c) の1050℃×１分の場合には、大部分
の鋼種でＢ₈ が1.80Ｔ未満になり、1.85T 以上になる鋼
種はほとんどないのに対し、熱延板焼鈍条件が(b) の90
0 ℃×１分の場合には図２で平行四辺形に囲まれた範囲
の成分系、すなわち 0.016 ≦Al［wt％］＋(5/9) ｛Se［wt％］＋2.47Ｓ［wt
％］｝≦0.027 かつ Se［wt％］＋2.47Ｓ［wt％］≦0.025 で、Ｂ₈ が安定して1.85Ｔ以上となった。

【００１９】ところで、上記の２つの不等式で規定した
Al、Se、Ｓ量は、従来技術で実施されてきたAl、Se、Ｓ
量と比べて少ない範囲になる。なお、Al量を減らさずに
Se、Ｓを、この発明ほどに少なくする技術は従来からあ
ったが、途中窒化が必要であった。そして、インヒビタ
ー抑止力を弱めないためにもAl量を減らさないというの
が従来からの知見であった。つまり、インヒビター抑止
力が弱まると、十分な二次再結晶が生じなかったり、あ
るいは二次再結晶はしても｛１１０｝〈００１〉方位か
らずれている二次粒が多くなると考えられてきたのであ
る。しかし、従来技術のように脱炭焼鈍時に途中窒化を
施す方法は、新たな設備を要し、コストが増大するとい
う問題点があり、また、仕上げ焼鈍中の窒化は制御が困
難であるという問題点がある。

【００２０】かかる従来の知見及び技術に対して、図１
〜図３の実験結果は、特に積極的な途中窒化を施さなく
ても、Al、Se、Ｓ量を適正に制御し、熱延板焼鈍条件を
適正化することにより、普通鋼並みの低温スラブ加熱工
程でも良好な磁気特性を持つ一方向性けい素鋼板が製造
できることを示している。

【００２１】上記した適正な熱延板焼鈍条件というの
は、通常の一方向性けい素鋼の熱延板焼鈍条件よりも低
温で、しかも短時間であることが特徴である。このこと
は、製造コスト削減のために極めて好ましい実験結果で
ある。また、Al量を減らすと、従来は磁性が劣化すると
考えられてきたのに対して、実際にはある程度減らした
方が磁性が良くなるという、驚くべき結果が得られた。

【００２２】上述のように最適な熱延板焼鈍温度が低
温、短時間側に移る理由は次のように考えられる。スラ
ブ加熱温度が低いほど、熱延板組織は細かくなる。した
がって、Al、Se、Ｓ量が少なくインヒビター能が弱い条
件下では、熱延板焼鈍の際に、表層部の粒成長が活発に
なり、表層粗大粒が生じ易い。この表層粗大粒は、後の
二次再結晶時に、二次再結晶粒の成長を阻害する。した
がって、熱延板焼鈍の焼鈍温度は、表層粗大粒化が生じ
ないような程度にまで、従来に比べ低くすることが磁気
特性のために必要なのである。また、スラブ加熱温度が
低ければ、熱延板組織が細かい故に、組織均一化のため
の焼鈍は低温短時間でも十分なのである。ただし、前述
の(a) 750 ℃×１分の熱延板焼鈍では、温度が低すぎて
組織均一化が図れない。

【００２３】上記の知見を基に、磁気特性の更なる改善
を図るために、発明者らは冷間圧延の温度に着目し、圧
延温度が製品の磁気特性に与える影響を調査した。この
実験に用いたスラブの化学組成（wt％）は、次の４種、 （イ）Si：3.15、Ｃ：0.033 、Al：0.014 、Se：0.011 、Ｓ：0.002 （ロ）Si：3.08、Ｃ：0.052 、Al：0.017 、Se：0.007 、Ｓ：0.001 （ハ）Si：2.90、Ｃ：0.029 、Al：0.025 、Se：0.008 、Ｓ：0.007 （ニ）Si：3.26、Ｃ：0.041 、Al：0.005 、Se：0.006 、Ｓ：0.002 であり、かかるAl量、Se量、Ｓ量は、横軸にAl量を、縦
軸にSe及びＳ量をとって図示すると、図４のとおりの位
置に相当する。これらのスラブを1200℃に加熱後、2.3
mmまで熱延し、900 ℃×１分の熱延板焼鈍後、0.35mm厚
まで冷間圧延した。この冷間圧延は、圧延はタンデム圧
延機で行い、その圧延温度はタンデム圧延機で実施可能
な範囲内で変化させた。その後、脱炭焼鈍し、次いで焼
鈍分離剤塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施した。かく
して得られた試料について、磁束密度を測定した。その
結果を図５に示す。

【００２４】図５より、素材（ハ）ではタンデム圧延機
で実施できる範囲内の温間圧延で磁束密度はあまり向上
しないが、素材（イ），（ロ）及び（ニ）では100 ℃以
上の温間圧延により磁束密度は明らかに向上した。

【００２５】ところで、磁気特性を向上させるために温
間圧延を実施する技術は従来から公知であり、圧延時の
動的歪時効、パス間での静的歪時効が磁気特性の向上に
寄与していると考えられてきた。かように圧延温度を上
げ、パス間での時効を促進するという観点からはゼンジ
ミア圧延機の方がタンデム圧延機よりも有利である。そ
の一方で汎用の一方向性けい素鋼板を製造するに当たっ
ては、製造コスト削減という観点から、冷間圧延をゼン
ジミア圧延機で行うよりもタンデム圧延機で行う方が有
利である。ここに、今回、インヒビター成分が比較的少
ないこの発明に従う成分系では、タンデム圧延機でも容
易に実施できる100 ℃程度の温間圧延で磁気特性が十分
向上するという驚くべき効果が見出された。このこと
は、汎用の一方向性けい素鋼板の製造においては、画期
的である。

【００２６】このように比較的低温（タンデム圧延機で
容易に実施できる100 ℃程度）の温間圧延で磁気特性が
向上する理由については、次のように考えられる。すな
わち、この発明ではＮを通常程度、例えば0.0085wt％程
度に含有するスラブを用いているが、AlN としてＮと原
子的に当量のAl量は、Ｎ量が上記0.0085wt％の場合で0.
0164wt％になる。ここにおいて、Alを主インヒビターと
して利用する通常の一方向性けい素鋼では、Ｎの原子数
に比べてAlの原子数が大幅に過剰であるようなAl量にな
っているが、この発明の成分範囲では、Ｎの原子数がAl
の原子数が比べて同程度かそれ以上となっている。その
ため、Alと結びつかずにフリーになっているＮ原子が固
溶状態になっており、これが温間圧延の際の時効を促進
する。その結果、固溶炭素による時効のみを利用する高
Al材の温間圧延に比べて、この発明では固溶炭素、固溶
窒素の両方の寄与があるために、比較的低温の温間圧延
でも磁気特性が向上すると考えられる。かくして、この
発明における温間圧延は、この発明の成分系になるスラ
ブに適用することにより、100 ℃程度というタンデム圧
延機でも容易に実施可能な温度にて、磁気特性を改善さ
せることができるのである。

【００２７】

【発明の実施の形態】以下、この発明の一方向性けい素
鋼板の製造方法の限定理由を述べる。まず、スラブの成
分組成範囲の限定理由について述べる。 Si：2.5 〜4.5 wt％ Siは鋼の電気抵抗を高め、鉄損を低減するのに有用で、
このためには2.5 wt％以上を必要とする。しかしなが
ら、4.5 wt％を超えると圧延性が悪くなるので、2.5 〜
4.5 wt％の範囲が好ましい。

【００２８】Ｃ：0.02〜0.07wt％ Ｃは熱間圧延組織を改善し、二次再結晶を進行させるの
に有用であり、このためには少なくとも0.02wt％を必要
とする。しかしながら、過剰に含有すると圧延性が悪く
なる、脱炭焼鈍による除去が困難になり製品の磁気特性
が劣化する、等といった不都合が生じるので、0.07wt％
以下とする。

【００２９】Al、Se、Ｓの含有量は、各含有量［Al］、
［Se］及び［Ｓ］（wt％）について、 0.016≦［Al］+(5/9)｛［Se］+ 2.47［Ｓ］｝≦0.027
かつ ［Se］＋2.47［Ｓ］≦0.025 とする。これらの成分は、AlN 、MnSe、MnS として、イ
ンヒビターの役割を担う。これらのインヒビターの析出
状況を全工程にわたって制御することが、一方向性けい
素鋼板の製造の核心技術であり、スラブのAl、Se、Ｓの
含有量は、工程条件に応じて、適正範囲に制御されねば
ならない。この発明では、上述した実験結果に基づき、
良好な磁気特性が得られる範囲として、限定範囲を定め
た。

【００３０】Mn：0.04〜2.0 wt％ MnはSe、Ｓと化合物MnSe、MnS を作り、インヒビターと
して作用する他、熱間圧延時の脆化防止に有用であり、
これらの目的のためには0.04wt％以上を必要とするが、
2.0 wt％を超えると脱炭に支障を来すので、0.04〜2.0
wt％の範囲が好ましい。

【００３１】Ｎ：0.003 〜0.010 wt％ ＮはAlと同様、AlN の構成成分であり、このため0.003
wt％以上必要であるが、0.010 wt％を超えると製品の表
面にふくれが発生しやすいので、0.003 〜0.010 wt％の
範囲とするのが好ましい。なお、他の成分は特に限定し
ないが、インヒビターとしてAlN 、MnSe、MnS の他にC
u、Ｓ、Sb、Sn等を加えることも可能である。

【００３２】次に、この発明の製造工程について説明す
る。はじめに、上記の好適成分組成範囲に調整されたス
ラブを製造するに当たっては、連続鋳造により製造して
もよいし、インゴットより分塊圧延を経て製造してもよ
い。続いて、スラブを1260℃以下に加熱した後、粗圧
延、仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、熱延コイルと
する。スラブ加熱温度は、エネルギー原単位を低くし普
通鋼なみにするという目的、及び、溶融スケールの多発
を防止する目的から1260℃以下とする。

【００３３】熱延コイルは、組織の均一化のために熱延
板焼鈍を施す。熱延板焼鈍の温度については、実験結果
から良好な磁気特性が得られる範囲として、800 ℃以上
1000℃以下とする。800 ℃以上とするのは800 ℃未満で
は組織均一化の効果がないからである。一方、1000℃よ
り高温では、熱延板焼鈍の際に表層部の粒成長が活発に
なり、表層粗大粒が生じやすく、この表層粗大粒は後の
二次再結晶時に、二次粒の成長を阻害する。従って、熱
延板焼鈍温度は表層粗大化が生じない程度の1000℃以下
にしなければならない。

【００３４】熱延板焼鈍の後、酸洗し、一回または中間
焼鈍を挟む二回の圧延で最終板厚にする。圧延機は、タ
ンデム圧延機でもゼンジミア圧延機でもよい。冷間圧延
をタンデム圧延機で行う場合において、望ましくは100
℃以上の温度で圧延を行う。圧延温度の上限は特に指定
しないが、タンデム圧延機で実施可能な温度範囲であれ
ば、高温ほど磁気特性向上の効果は大きいと考えられ
る。もちろん、冷間圧延をゼンジミア圧延機で行う場合
においても、温間圧延を実施すると、磁気特性の向上に
有効であるが、製造コスト低減のためには、タンデム圧
延機の方が有利である。

【００３５】この発明の方法によれば、低温の温間圧延
でも格段の磁性改善効果が得られるので、タンデム圧延
機においても、実施が容易である。

【００３６】

【実施例】

（実施例１）化学組成が表１に記すとおりで、残部はFe
及び不可避的不純物からなるａ〜ｋの11種類の200 mm厚
のスラブ（各スラブのAl、Se、Ｓ量は図６に示す位置に
相当する。）を1200℃で加熱した後、2.2 mm厚まで熱延
した。これらの熱延板を750℃、800 ℃、850 ℃、900
℃、950 ℃、1000℃及び1050℃の各温度で60秒保持する
熱延板焼鈍後、酸洗し、タンデム圧延機で常温で冷間圧
延して0.34mm厚とし、840 ℃で120 秒保持する脱炭焼鈍
を施した。得られた脱炭焼鈍板に焼鈍分離剤を塗布し、
最終仕上げ焼鈍を行った。製品の磁束密度と鉄損を表２
に示す。

【００３７】

【表１】

【００３８】

【表２】

【００３９】（実施例２）実施例１で良好な磁気特性が
得られた条件（表２でこの発明の範囲に属する成分、熱
延板焼鈍温度）のもとで、さらに磁気特性を向上させる
ために、冷間圧延をタンデム圧延機で120 ℃の温度で行
った。ここでもスラブ記号は表１及び図６に対応してお
り、スラブ厚は200 mm、スラブ加熱温度は1200℃、熱延
板の厚みは2.2 mmである。熱延板焼鈍後、酸洗し、タン
デム圧延機で圧延して0.34mm厚とし、840 ℃で120 秒保
持する脱炭焼鈍を施した後、焼鈍分離剤を塗布し、最終
仕上げ焼鈍を行った。製品の磁束密度と鉄損を表３に示
す。

【００４０】

【表３】

【００４１】（実施例３）表１の11種類のスラブ（スラ
ブ厚200 mm）を1200℃で加熱した後、1.6 mm厚まで熱延
し、熱延板を750 ℃、800 ℃、850 ℃、900 ℃、950
℃、1000℃及び1050℃の各温度で60秒保持する熱延板焼
鈍後、酸洗し、タンデム圧延機で常温で冷間圧延して0.
22mm厚とし、840 ℃で120 秒保持する脱炭焼鈍を施し
た。得られた脱炭焼鈍板に焼鈍分離剤を塗布し、最終仕
上げ焼鈍を行った。製品の磁束密度と鉄損を表４に示
す。

【００４２】

【表４】

【００４３】（実施例４）実施例３で良好な磁気特性が
得られた条件（表４でこの発明の範囲に属する成分、熱
延板焼鈍温度）のもとで、さらに磁気特性を向上させる
ために、冷間圧延をタンデム圧延機で120 ℃の温度で行
った。スラブ記号は表１及び図６に対応しており、スラ
ブ厚は200 mm、スラブ加熱温度は1200℃、熱延板の厚み
は1.6 mmである。熱延板焼鈍後、酸洗し、タンデム圧延
機で圧延して0.22mm厚とし、840 ℃で120 秒保持する脱
炭焼鈍を施した後、焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ焼
鈍を行った。製品の磁束密度と鉄損を表５に示す。

【００４４】

【表５】

【００４５】

【発明の効果】この発明により、磁気特性を良好に保っ
た汎用一方向性けい素鋼板を安定して製造することが可
能になった。

【図面の簡単な説明】

【図１】Al量、Se量及びＳ量と磁気特性との関係を示す
グラフである。

【図２】Al量、Se量及びＳ量と磁気特性との関係を示す
グラフである。

【図３】Al量、Se量及びＳ量と磁気特性との関係を示す
グラフである。

【図４】実験に用いた鋼スラブのAl量、Se量及びＳ量を
示すグラフである。

【図５】冷間圧延時の圧延温度と磁気特性との関係を示
すグラフである。

【図６】実施例で用いた鋼スラブのAl量、Se量及びＳ量
を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 本田 厚人 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 村木 峰男 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.02〜0.07％及びSi：2.5 〜4.5 wt
   ％を含有するけい素鋼スラブを1260℃以下に加熱した
   後、熱間圧延をし、次いで熱延板焼鈍を施してから、１
   回又は２回以上の冷間圧延により最終板厚とした後、脱
   炭焼鈍、次いで焼鈍分離剤を塗布した後に仕上げ焼鈍を
   施す一方向性けい素鋼板の製造方法において、 スラブ中のAl、Se及びＳの各含有量［Al］、［Se］及び
   ［Ｓ］（wt％）につき、次の各式 0.016 ≦［Al］+(5/9)｛［Se］+ 2.47［Ｓ］｝≦0.027
   かつ ［Se］＋2.47［Ｓ］≦0.025 を満足させること、並びに熱延板焼鈍を800 ℃以上1000
   ℃以下で行うことを特徴とする一方向性けい素鋼板の製
   造方法。
2. 【請求項２】 冷間圧延を、タンデム圧延機にて100 ℃
   以上の温度で行う請求項１記載の一方向性けい素鋼板の
   製造方法。