JPS59126722A - 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - 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】 本発明は（ｔｌｏ）（ｏｏｘ）方位の結晶粒からなる一
方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

一方向性電磁鋼板の分野（トランス）では、近年、エネ
ルギーロスの少ない優れた磁気特性を有するものが、省
エネルギーの観点から強い市場要求がある。このため従
来の電磁見学として公知の渦電流損を下げる方法、即ち
、高電気抵抗を狙うＳｔ増量及び成品厚の薄手化は、こ
の時代の趨勢となっている。

成品厚を薄くすればする程、鉄損が良くなることは古典
的電磁気宇で計算されているが、最近でも原子スピンを
勘案したモデルで説明されている。

これらのモデルは、通常の０．３０″＋ｍ又は０．３５
″′″！厚の（１１（Ｊ）（００１）方位結晶群からな
る成品板に対して、例えは化学研磨によシ順次、減厚後
、張力コーティングを施し、鉄損を測定すればほぼ合う
ようである。

しかしながら、化学研磨によシ薄くすることは、工業的
には、著しく歩留が低下するため、いかにして冷間圧延
によシ減厚して工業化するかが主眼点となってくる。従
来、０．２６　”未満の板厚になると、二次再結晶が極
めて不安定になシ、（１１０）（ＯＯＩＪ配列が得られ
ないため薄くすればする程、鉄損が悪くなるのが実際で
あったため、Ａｔ含有高磁束密度一方向性電磁鋼板にお
いて０．２６　”を限界としてそれ以下の板厚のものを
、販売することが、出来なかった。

本発明は、鉄損の浸れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼
板を工業的に生産する技術を提供するものであシ、とく
に製造のノロセスと冷延圧下率に革新的な考え方を導入
したものである。

まず、本発明の概略製造方法を説明する。

鋼はＳｌを２〜４％含有し、（１１０）（００１〕方位
の選択成長を積極的に行なわせ、高磁束密度を狙うため
、Ａｔ及びＮを含む。またその他のインヒビターとして
公知の析出型（ＭｎＳ　、　Ｃｕ２Ｓなど）や粒界偏析
型（Ｓｎなど）を含んで良い。かかる化学成分からなる
熱延板を、まず冷延率１５〜４０％の範凹内で予備冷延
を実施する。次いで特公昭４０−１５６６４号公報に示
されるような９５０〜１２００℃で、３０秒〜３０分間
の焼鈍を行ない急冷によＪ　ＡｔＮの析出を微細化する
。次に冷延率８０〜９０チで最終冷延を行ない、０．１
５〜０．２５”に仕上げるっこの時、特公昭５４−１３
８６６号公報による複数パス間に、５０〜６００°の時
効処理を行なうと一段と磁気特性が改善される。以下、
通常の脱炭焼鈍、高温仕上焼鈍、張力コーティングを尻
し、成品となす。

本発明における要点は３つある。１つは、冷間圧延を２
回に分けること、２つ目に、予備圧延工程をＡｔＮ微細
析出処理工程の前にもってくること、また３つ目には、
予備冷延と最終冷延の各々の冷延率と、そのバランスで
ある。

以下に本発明者達の行った実験結果について説明する。

供試利け、第１表に示すＡｔ含有一方向性電磁鋼である
。

第　　１　　表 これを、第２表に示す工程で成品とした。

第２表 また本発明プロセスでの実験を、第３表で行ない、供試
材は第１表と同一のものを使用した。

第　　３　　表 註）冷延率配分 ホットコイル厚　　予備冷延仕上厚（冷延率）　最終冷
延仕上厚（冷延率）２．２”　　　−＋　　　２．００
”（９，０％）　→　０．２８”（８６，０％）２．２
ｍ″　　→　　１．８６”（１５，４％）−）　　０．
２６”（８６，０％）２．２１＋１　　　→　　１．７
１”　（２２，３％）→　０．２４″”　（ｓ　６．ｏ
チ）ホットコイル厚　予備冷延仕上厚（冷延率）　最終
冷延仕上厚（冷延率）２．２”″　−＋　　１．５７”
（２８，６％）−＋　　０．２２”（８６，０％）２．
２”　　−）　　１．４３”（３５，０％）　　→　０
．２０”（８６，０％）２．２″ｌ　→　１．２９　”
　（４１，４％）→　０．１８”’　（８６，０％）２
．２”　　→　１．１４”（４８，２％）　　→　０．
１６”（８６，０％）２．２　ＩＩＩ　　　→　１．０
０　”　（５４，５％）→　０．１４”　（８６，０％
）本実験の品質結果について第１図に示す。第１図から
明らかなように、第２表の工程、即ち従来の強圧下１回
冷延法で製造した場合、成品厚０．２５關よシ厚いと、
良い特性結果が得られるが、０．２５朋よシも薄くなっ
た場合、２次再結晶不良による著しい、劣化が認められ
る。一方、本発明プロセスで製造した成品は、０．２５
”以下の薄物で特に浸れた鉄損特性を示す。

本発明者達は、更に本発明プロセスにおける予備圧延と
最終圧延の各々の冷延率バランス最適化のため、ホット
コイル厚１．６　Ｉｇ〜５．４ａｍまで振らせて実験し
たので、以下に記述する。なお、ホットコイル厚１．５
１１１１以下を対象としなかったのは、１、５７１１８
以下では、熱延仕上温度が低下し、ＡｔＮの析出が熱延
段階で起き、ホットコイル素材そのものが異常となシ、
後工程を通板しても、二次再結晶しないためである。

供試材の成分を第４表に示す。Ｂ成分については、第１
表と同一の累月である。

第　　４　　表 化学成分（ｗｔ％） 製造工程は、第３表と同じで、成品厚を０．２５”　。

０１５″＋ｉの２極類を造シ、第２図の結果を得た。

Ａ成分、Ｂ成分とも品質結果にほとんど差がなかったの
で、平均値で１点のみをグロットした。第２図で明らか
なように冷延率によって磁気特性が大きく異な勺、良好
範囲が予備冷延率１５〜４゜チ、最終冷延率８０〜９０
％の内にある。なお、０．２０　成品でも実験は行なっ
たが同じ良好範囲が得られた。

良好範囲の外の特性について説明すると以下の如くであ
る。

予備冷延率が１５チ未満では線状細粒の異常が多く、鉄
損が劣化し、また４０％を超えると磁束密度が低下する
ため鉄損劣化が起きる。最終冷延率が９０チよフ大きい
と脱炭焼鈍後の集合組織において（１１０）面強度が低
下し細粒異常となシ、鉄損の劣化をまねく。また８０％
より小さいと磁束密度が低下し、鉄損が増加する。

なおその他の条件の限定理由を、次にのべる。

Ｃは、０．０２％未満の場合、二次再結晶が不良となシ
、０．１２　％を超えると脱炭性、磁気特性の点から好
ましくない。

ｓｉが２％未満では良好な鉄損が得られず４％を超える
と冷延性が著しく劣化する。

Ｍｎ及びＳは、ＭｎＳを形成させるために必要な元素で
あジインヒビターの作用を奏するためにＭｎの適量は、
０．０３〜０．１５％が良い。

Ｓは０．０５％を超えると純化焼鈍での脱硫が困難とな
シ好ましくない。一方、０．０１％未満ではインヒビタ
ーとしてＭｎＳ量が不足するからＳは０．０１〜０．０
５％とする。

Ａｔ及びＮはインヒビターＡｔＮを形成するため必要で
あり、Ａｔの適量は０．０１〜０．０５％、好ましくは
、０．０２〜０，０３％の範囲が良い。Ａｔが低過ぎる
と磁束密度が低く、高過ぎると二次再結晶が不安定にな
る。Ｎの適量は０．００４〜０．０１２チである。

低過ぎるとｋｔＮが不足し、高過ぎると製品にブリスタ
ーが発生する。

その他、Ｓｎ　、　Ｃｕを単独又は複合添加することに
よシ、二次再結晶の安定化、グラスフィルムの向上が達
成され、適量範囲は各々０，０２〜０３％である。少な
過ぎると効果がなく、多すぎるとコスト上の問題がある
。

スラブの製造に関しては、連続鋳造法又は分塊圧延法の
いづれを採用しても良い。

熱間圧延後のホットコイル厚みは、１．６　ｍｌ″〜３
．５１が好ましい。１．６″″″未満では、熱延中の冷
却が早いためＡｔＮの析出が生じ易く、二次再結晶不良
とな勺、また、３．５ｗ１１１以上では、ホットコイル
酸洗ラインなどで、通板中、曲げ変形を受ける部分で破
断が生じ易いためである。

最終冷延厚みは、０．１５〜０．２５″ｌＩｌ′である
が、０、１５　”未満では、本発明プロセスでも二次再
結晶が不安定である。０．２５　”を超えると従来法の
強圧下１回冷延法で製造が可能である。最終冷延時は、
複数／４’ス間に特公昭５４−１３８６６号公報あるい
は特公昭５４−２９１８２号公報による５０〜６００′
ｃの時効処理が好ましい。

脱炭焼鈍は８００〜９００　で３０秒〜１０分間、湿水
素・窒素の混合雰囲気中で行なう。

仕上焼鈍後の張力コーティングは、コーティングしない
ときに比較し、Ｗｌ、７５ｏで０．１　Ｗ／Ｉｃ９　（
０，２２”厚）向上するので重要である。張力コーティ
ングはコロイダルシリカ、無水クロム酸、リン酸アルミ
ニウムを主成分とするコーテイング液を塗布し、乾燥す
る。

以下に本発明の実施例について説明する。

実施例１ 成分を各種変更（第５表参照）した珪素鋼の連続鋳造Ｋ
　ヨル２５０”スフ　７’　ヲ、１４００”　Ｋ加熱し
、２．２“のホットコイルにした。ホットコイルを１５
〜４０％の予備冷延率をとり、次いで１１２０”Ｘ４分
　焼鈍した後、急冷した。その後８０〜９０％冷延率で
最終冷延を行なった。次に得られた冷延板に水素２０チ
、窒素８０％、露点４０′ｃの雰囲気中で８４０′ｃＸ
ａ分の脱炭焼鈍を施し、更にＭｇＯとＴｌＯ２を混合し
た焼鈍分離剤を塗布し水素気流中で１２００　　Ｘ２０
時間仕上焼鈍を実施した。かくして得られた鋼板にその
後コロイダルシリカ、無水クロム酸、リン酸アルミニウ
ムを主成分とするコーテイング液を塗布（張力コーティ
ング）し平板化焼鈍を行なった。得られた成品から試料
を切出し歪取後の磁気特性を測定した一覧を第５表に示
す。

いづれも、本発明法によシ優れた磁気特性を有する成品
が得られたが、ｓｉｔを増加させた素材にも良い結果が
得られた。

【図面の簡単な説明】

第１図は薄手成品を造る場合の、従来の強圧下１回冷′
ｉＡ法と本発明の２回冷処法による磁気特性の差を示す
図、第２図は本発明法における最適な冷延率バランスを
示す図である。 １７１５０ 第２図：凡例　Ｕｏ、９２〜１．００Ｗ／ｋｇ・　１．
０１〜１．１０　Ｗ／に９ Ｘ　　１．１１　Ｗ／ｋｌｉＬ以上 １７１５０ 第３図：凡例　００８０〜０．９５　Ｗ／に９・　０．
９６〜１．１０　Ｗ／確 ×　１．１１Ｗ／ｋｇ以上 第１図 族晶厚　（／７７／７７） 第２　図 ６θ 予備〕令砥幸（％） θ１５ＭＩｎ） 友品 手続補正書（自発） 昭和５９年１　月２５日 特許庁長官若杉和夫殿 １、　事件の表示 昭和５８年手持願第００１６９３号 ２、　発明の名称 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者　武　　１）　　　豊 ６　補正の対象 （１ン明細書全文を別紙の通り補正する。 （２〕第２図を別紙の通り補正する。 （３）第３図及び第４図を別紙の通り補充する。 明　　　　細　　　　省 １、発明の名称 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法 ２、特許請求の範囲 Ｓｌ　２〜４　％　、　５ｏｌＡｌ　０．０２〜０．０
４　％を含有する熱延板を１５〜４０％の冷延率で予備
冷延を行なった後、焼鈍し次いで８０〜９０チの冷延率
で最終冷延を行ない、０．１５ｍＷ〜０．２５　關の板
厚とした後、脱炭焼鈍及び高温仕上焼鈍することを特徴
とする鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の
製造方法。 ３、発明の詳細な説明 る一方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。 一方向性電磁鋼板の分野（トランス）では、近年、エネ
ルギーロスの少ない優れた磁気特性を有するものが、省
エネルギーの観点から強い市場要求がある。このため従
来の電磁気宇として公知の渦電流損を下げる方法、即ち
、高電気抵抗を狙うＳｉ：ｔ％ｉ及び成品厚の薄手化は
、この時代の趨勢となっている。また最近の需倣家ニー
ズとして、鉄損を１視する傾向があシ、磁束孔度はやや
低目の方が実根トランス特性が良いとされている。 ところで成品厚を薄くすればラ゛る程、鉄損が良くなる
ことは古典的電磁気宇で計算されているが、最近でも原
子ス♂ンを勘案したモデルで説明されている。これらの
モデルは、通常の０．　３　０　ｍｍ又は０、　３　５
　ｍｍ厚の（ｔｔｏ）ｌ：ｏｏｉｌ方位結晶群からなる
成品板に対して、例えば化学研磨によシ順次、減厚後、
張力コーティングを施し、鉄損を測定すれはほぼ合うよ
うである。 しかしながら、化学研磨によシ薄くすることは、工業的
には、著しく歩留が低下するため、いかにして冷間圧延
によシ減厚して工業化するかが主眼点゛となってくる。 従来、０．２６朋未満の板厚になると、二次再結晶が極
めて不安定になり、（１１０）〔００１〕配列が得られ
ないため薄くずれはする程、鉄損が悪くなるのが実際で
あったため、Ａｔ含有高磁束密度一方向性電磁鋼板にお
いて０．２６朋を限界としてそれ以下の板厚のものを、
販売することが、出来なかった。 本発明は、鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼
板を工業的に生産する技術の提供と同時に需要家ニーズ
の鉄損を重視した素材を提供するもので、とくに製造の
プロセスと冷延圧下率に革新的な考え方を導入したもの
である。 まず、本発明の概略製造方法を説明する。 鋼はＳｌを２〜４％含廟し、（１１０）［００１：）方
位の選択成長を積極的に行なわせるため、Ａｔ及びＮを
含む。またその他のインヒビターとして公知の析出型（
ＭｎＳ　、　Ｃｕ２Ｓなど）や粒界偏析型（Ｓｎなど）
を含んで良い。かかる化学成分からなる熱延板を、まず
冷延率１５〜４０％の範囲内で予備冷延を実施する。次
いで特公昭４６−２３８２０号公報に示されるような９
５０〜１２００℃で、３０秒〜３０分間の焼鈍を行ない
急冷によｌ）　ｋｔＮの析出を微細化する。次に冷延率
８０〜９０％で最終冷延を行ない、０．１５〜０．２５
　ｘｔｎに仕上ける。この時、特公昭５４−１３８４６
号公報あるいは特公昭５４−２９１８２号公報による複
数パス間に、５０〜６００℃の時効処理を行なうと一段
と磁気特性が改善される。以下、通常の脱炭焼鈍、高温
仕上焼鈍、張力コーティングを施し、成品となす。 本発明における要点は３つある。１つは、冷間圧延を２
回に分けること、２つ目に、予備圧延工程をＡｔＮ微細
析出処理工程の前にもってくること、また３つ目には、
予備冷延と最終冷延の各々の冷延率と、そのバランスで
ある。 以下に本発明者達の行った実験糺果について説明する。 供試料は、第１表に示すＡｔ含有一方向性電磁鋼である
。 第１表 これを、第２表に示す工程で成品とした。 第２表 また本発明プロセスでの実験を、第３表で行ない、供試
材は第１表と同一のものを使用した。 第３表 註）冷延率配分 ホットコイル厚　予侃ｊ冷延仕上厚（冷延率）　最終玲
延仕土浮（冷延率）２．２訂　→　２．００間（９，１
％）→　０，２８關（８６，０％）２．２朋　　→　１
．８６ｍｇ（１５，４％）　　→　０．２６ｍｍ（８６
，０％）２２１１ｍ　　→１．７１　ｍｍ（２２，３％
）−）　　０．２４ｍｍ（８６，０％）２．２　ｍｙｒ
ｔ　　→　１．５７　ｕｒｎ　（２８，６％）→　０．
２２　ｍｍ　（８６，０％）２．２１ｍ　　→　１．４
３ｍｍ（ａり、ｏ％）　　→　０．２０　Ｍｍ　（８６
，０１）ホットコイル厚　予備玲延仕上片（冷延率）　
置載冷延仕上厚（冷延率）２．２ｇｍｍ　　→　１．２
９　ｖｒｍ　（４１，４％）→　０．１８ｍｍ（８６，
０％）２．２悶　→　１，１４顛（４８，２％）→　０
．１６　ｇｍ　（８６，０％）２．２ｇｍ　　→　１．
００　ｍｒｎ　（５４，５％）→　０．１４１１Ｉｍ（
８６，０％）本実験の品質結果について第１図に示す。 第１図から明らかなように、第２表の工程、即ち従来の
強圧下１回冷延法で製造した場合、成品厚０２５龍よシ
厚いと、良い特性結果が得られるか、０２５朋よシも薄
くなった場合、２次再結晶不良による著しい、劣化が認
められる。一方、本発明プロセスで製造した成品は、０
．２５群以下の薄物で特に優れた鉄損特性を示す。 本発明者達は、更に本発明プロセスにおける予備圧延と
最終圧延の各々の冷延率・々ランス最適化のため、ホッ
トコイル７９．１．６　ｍｍ〜５．４　ｍｍ　’！で振
らせて実瓢したので、以下に記述する。なお、７ｊクツ
トコイル厚１．５關以下を対象としなかったのは、１．
５朋以下では、熱延性上温度が低下し、ＡｔＮの析出が
熱延段階で起き、ホットコイル素側そのものが異常とな
シ、後工程を通板しても、二次再結晶しないためである
。 供試材の成分を第４表に示す。Ｂ成分については、第１
表と同一の累月である。 第４表 化学成分（ｗｔ％） 製造工程は、第３表と同じで、成品厚を０．２５ｍｍｙ
Ｏ，１５ｍｍの２種類を迄シ、第２図の＆、朱を得た。 Ａ成分、Ｂ成分との品質結果にほとんど差がなかったの
で、平均値で１点のみをプロットした。 第２図、第３図で明らかなように冷延率によって磁気特
性が大きく異なり、良好範囲が予備冷延率１５〜４０チ
、最終冷延率８０〜９０％の内にある。なお、０．２０
ｍｍ成品でも実験は行なったが同じ良好範囲が得られた
。 更に本発明者達は、本発明プロセスの特徴を間離化する
ため、０．３０訂と０．２０ｍｍ成品の２種類を造シ、
それぞれの冷延率配分を変更する下記の実験を行なった
。 供試拐は、２．２朋厚ホツトコイルを使用し、成分は第
５表のとおシである。 第　　　　　５　　　　　表 製造工程は、第２表、第３表と同じで、予備冷延率と最
終冷延率のバランスを変更し、第４図の結果を得た３、
第４図から明らかなように、０．３０龍と０．２０　顛
成品では冷延率と磁気特性の相関性に著るしい差異が認
められる。即ち、０．３０ｍ＋ａ成品の場合、予備冷延
率の増加に伴なって、磁気特性が徐々に劣化するが、０
．２０ｔｎｘ成品では、所定の予備冷延率範囲にのみ、
鉄損のベストがある。 ０、２０　ｔｒｙでは、予備冷延率１５チ以下で、線状
細粒異常による磁性のバラツキが大きく、１だ４０チ以
上では、最終冷延率の減少による鉄損の劣化が、認めら
れる。 まだとくに、本発明プロセスの特徴としてあげられるこ
とは磁束密度そのものについては、例えは予備冷延しな
い場合のベスト値（０，３０ｍｍ＋０、２０　ｍｍいづ
れの場合も）に比較して、若干低下していることである
。これは、最近の需要家ニーズであるトランス実機特性
の改善、即ち磁束密度の向上を抑えて且つ低鉄損を達成
した累月が、提供出来ることを意味している。 良好範囲の外の特性について説明すると以下の如くであ
る。 予備冷延率が１５％未満では線状細粒の異常か多く、鉄
損が劣化し、また１５チを超えると、磁束密度が漸減す
る傾向があるが、とくに４０チを超える高圧延率では、
ホットコイル厚が必然的に厚くなって来るため、曲は変
形時の脆性問題が生じ、生産ラインでの通板性が困難に
なる。最終冷延率が９０％よシ大きいと脱炭焼鈍後の集
合組織において（１１０）面強度か低下し細粒異常とな
シ、鉄損の劣化をまねく。また８０％よシ小さいと磁東
密度が低下し、鉄損が増加する。 なおその他の条件の限定理由を、次にのべる。 Ｃは、０．０２％未満の場合、二次再結晶が不良とな’
＞、ｏ−ｘ２ｍを超えると脱炭性、磁気特性の点から好
ましくない。 Ｓｉが２チ未満では良好な鉄損が得られず４％を超える
と冷延性が著しく劣化する。 Ｍｎ及びＳは、ＭｎＳを形成させるために必要な元素で
あυインヒビターの作用を奏するためにＭｎの適量は、
００３〜０．１５％が良い。 Ｓは００５％を超えると純化焼鈍での脱硫が回前となυ
好ましくない。一方、０．０１チ未満ではインヒビター
としてＭｎＳｉが不足するからＳは０．０１〜０．０５
％とする。 Ａｔ及びＮはインヒビターＡｔＮを形成するため必要で
あシ、Ａｔの適量は００１〜０．０５％、好ましくは、
００２〜０．０３チの範囲が良い。Ａｔが低過きると磁
束ｆ＆ｊ度が低く、高過ぎると二次再結晶が不安定にな
る。Ｎの適量は０．００４〜０．０１２％である。低過
きるとＡｔＮが不足し、高過ぎると製品にブリスターが
発生する。 その他、Ｓｎ　、　Ｃｕを単独又は複合添加する。こと
によ、ｉｌ）、Ｓｉ量を増加（鉄損向上対策）させたと
きの二次再結晶の安定化による低鉄損化、グラスフィル
ムの向上が達成され、適量範囲は各々ＯＯ２〜０３襲で
ある。少な過ぎると効果がなく、多ずきるとコスト上の
問題がある。 スラブの製造に関しては、連続鋳造法文は分塊圧延法の
いづれを採用しても良い。 熱間圧延後のホットコイル厚みは、１．６ｍｍ〜３、５
　ｚ７１が好ましい。１．６順未満では、熱延中の冷却
か早いためＡｔＮの析出が生じ易く、二次再結晶不良と
なシ、また、３５朋以上では、ホットコイル酸洗ライン
などで、通板中、曲げ変形を受ける部分で破断が生じ易
いためである。 最終冷延厚みは、０．１５〜０．２５　＋ｎＷであるが
、０、１５　ｍｍ未満では、本発明プロセスでも二次再
結晶が不安定である。０．２５　ｍｍを超えると従来法
の強圧下１回冷延法で製造が可能である。最終冷延時は
、複数パス間に％公昭５４−１３８４６号公報あるいは
、傷公昭５４−２９１８２号公報記載の方法に従った５
０〜６００℃の時効処理が好ましい。 脱炭焼鈍は８００〜９ｏｏ℃で３０秒〜ｌｏ分間、湿水
素・窒素の混合雰囲気中で行なう。 仕上焼鈍後の張力コーティングは、コーティングしない
ときに比較し、ｗ１７１５０　テ０−１　ｗＡｇ（０，
２２朋厚）向上するので重要である。張力コーティング
はコロイダルシリカ、無水クロム酸、リン酸アルミニウ
ムを主成分とするコーテイング液を塗布し、乾燥する。 以下に本発明の実施例について説明する。 実施例１ 成分を各種変更（第５表参照）した珪素鋼の連続鋳造に
よる２５０＋ｍスラブを、１４００℃に加熱シ、２．２
ｍｒｎのホットコイルにした。ホットコイルを１５〜４
０％の予備冷延率をとシ、次いで１１２０ＵＸ４分焼鈍
した後、急冷した。その後８０〜９゜チ冷延率で最終冷
延を行なった。次に得られた冷延板に水素２０％、窒素
８０％、露点４０℃の雰囲気中で８４０℃×３分の脱炭
焼鈍を施し、更にＶとＴｌＯ２を混合した焼鈍分離剤を
塗布し水素気流中で１２００℃×２０時間仕上焼鈍を実
施した。かくして得られた銅板にその後コロイダルシリ
カ、無水クロム酸、リン酸アルミニウムを主成分とする
コーテイング液を塗布（張力コーティング）シ平板化焼
鈍を行なった。肖られた成品から試料を切出し歪取後の
磁気特性を測定した一覧を第６表に示す。 いづれも、本発明法によシ優れた磁気傷性を有する成品
が得られたが、Ｓｉ量を増加させた累相にも良い結果が
得られた。 ４図面の簡単な説明 第１図は薄手成品を造る場合の、従来の強圧下１回冷延
法と本発明の２回冷延法による磁気％性の差を示す図、
第２図及び第３図は本発明法における最適な冷延率バラ
ンスを示す図、第４図は厚手と薄手成品の冷延率バラン
スに対する磁気特性の相関性を示す図である。 １７ＡＯ 第２図：凡例　００．９２〜１．００　Ｗ／％・１．０
１〜１．１０　Ｗ／に９が発生したものＸｌ、１１ｗＡ
以上が発生したもの １７１５０ 第３図：凡例　００８０〜０．９５　Ｗ／に９・０９６
〜１．１０Ｗ／〜が発生したものＸｌ、１８９〜以上が
発生したもの

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｓｉ　２〜４％、５ｏｌＡＬ　Ｏ，０２〜０．０４％を
   含有する熱延板を１５〜４０チの冷延率で予備冷延を行
   なった後、焼鈍し次いで８０〜９０％の冷延率で最終冷
   延全行ない、０．１５４〜０．２５”の板厚とした後、
   脱炭焼鈍及び高温仕上焼鈍することを特徴とする鉄損の
   優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。