JPS5932528B2 - 磁気特性のすぐれた一方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は磁気特性のすぐれた一方向性けい素鋼板の製造
方法に関する。

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
の鉄芯として使用されるもので、磁気特性として磁化特
性と鉄損特性のすぐれていることが要求される。

近年けい素鋼板の製造技術も進歩して磁化特性、すなわ
ちＢ、Ｏ値で代表される磁束密度が１．８９Ｔ（テスラ
）を越えるすぐれたものが得られ、変圧器等の小型化と
騒音の低減に寄与している。また鉄損特性としては、板
厚Ｏ、３Ｏｗｎの一方向性けい素鋼板で鉄損Ｗｌ７１５
０く１．１０に９すなわち磁束密度１．７Ｔ周波数５
０Ｈ２で磁化した場合の鉄損が材料１に９当り１、ＩＯ
Ｗ以下の如きすぐれた材料も得られるようになつた。か
かるすぐれた磁気特性を有する材料を得るための基本的
な要件は、最終焼鈍過程において、（１１０）〔００１
〕方位の２次再結晶粒を十分発達させることである。

そのためには２次再結晶過程で（１１０）〔００１〕方
位以外の好ましくない結晶方位を有する結晶粒の成長を
強く抑制するインヒビターの存在と、先鋭に揃つた（１
１０）〔００１〕方位の２次再結晶粒が十分に発達する
に好適な集合組織の形成が必要であることは知られてい
る。インヒビターとしては一般にＭｎＳ、ＭｎＳｅ、Ａ
ｔＮ等の微細析出物が用いられ、また必要に応じて粒界
偏析元素であるＳｂ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ等を含有
させてインヒビターの効果を強化することも行なわれて
いる。適切な集合組織の形成に関しては、従来熱延、冷
延の各工程条件を適切番こ組合わせる方法を採つており
、中間焼鈍を挾み２回の冷延を施すが如き複雑な工程も
採用されているのはこの目的のためである。一方、最近
けい素鋼板製造の素材であるスラブの製造方法が従来の
造塊、分塊法から連続鋳造法に変換される趨勢にあり；
この連鋳スラブを使用することに起因する結晶組織、集
合組織の欠陥が問題となつている。

すなわち、インヒビターとして有効に働くＭｎＳ，Ｍｎ
Ｓｅ，ＡｔＮ等の微細析出物を得ようとすれば、熱延前
にスラブを１２５０℃以上の高温に長時間加熱してイン
ヒビター元素を十分に解離固溶せしめた後、熱延時の冷
却過程を制御して適切な微細サイズに析出させるのを目
的としているが、連鋳スラブの場合は上記の如くスラブ
を高温加熱中に結晶粒の巽常な粗大成長が起り易く、こ
の巽常粗大粒に起因してけい素鋼板成品に帯状細粒組織
と呼ばれる２次再結晶の不完全発達部分が形成され磁気
特性の劣化を招くことである。上記帯状細粒組織の発生
を防止して磁気特性を向上させる方法も既にいくつか開
示されている。

例えば特開昭５５−１１９１２６号公報によれば、素材
スラブを熱延で所定の板厚に加工する際、再結晶化圧延
を施すのであるが、この場合再結晶化圧延直前の組織を
α相マトリツクス中にγ相を３％以上析出させるように
制御し、これを１２３０〜９６０℃の温度範囲で圧下率
が１パス当り３０％以上の再結晶化高圧下圧延を施す方
法である。また、本発明者らも先に特願昭５６−３１５
１０号において、素材スラブにＳｉ量に応じた必要量の
Ｃを含有せしめ、熱延中の特定温度領域で所定量以上の
γ相を生成せしめることにより、素材スラブの高温加熱
時に粗大成長した結晶粒を熱延工程で分裂、破壊させ成
品に発生する帯状細粒組織を効果的に防止する方法を開
示した。しかしながら所定量以上のγ相を熱延中に生成
せしめる上記方法によれば、成品の帯状細粒組織は防止
できるものの、所期の磁気特性は必ずしも十分でない場
合があり、しかも帯状細粒組織の防止も甚だ不安定であ
つて、極端な場合には成品に全面細粒組織が発生して著
しく磁気特性を劣化させるなど工業生産上最も必要であ
る効果の安定性に欠ける問題があつた。

本発明の目的は、一方向性けい素鋼板製造における前記
従来技術の欠点を克服し、常に安定してすぐれた磁気特
性を得ることができる製造方法を提供するにある。

本発明の要旨とするところは次の如くである。

すなわち、重量比にてＳｌ：２．８〜４．０（：！）．
Ｍｎ：００２〜０．１５％を含み、かつＳ，Ｓｅのいず
れか１種または２種を合計量で０．００８〜０．０８０
％を含有するけい素鋼素材を熱間圧延する工程と、前記
熱延鋼板を冷間圧延した後焼鈍する工程を繰返し最終冷
延圧下率を４０〜８０％として所定の板厚に仕上げる工
程と、前記冷延鋼板に脱炭焼鈍と最終焼鈍を施す工程と
を有して成る一方向性けい素鋼板の製造方法において、
前記けい素鋼素材は含有Ｓｉ量に応じて下記式にて表わ
される範囲に調整されたＣ量を含み、かつ前記熱延工程
終了後最終冷延工程終了前の工程途中にＣを０．００６
〜０．０２０％脱炭させる脱炭工程を有することを特徴
とする磁気特性のすぐれた一方向性けい素鋼板の製造方
法、である。ただし〔Ｓｌ％〕、〔Ｃ％〕はそれぞれ鋼
中に含まれるＳｌおよびＣの重量％を表わす。

本発明者らは、一方向性けい素鋼板における前記従来技
術による磁気特性の不安定となる原因を検討した結果、
次の事実を確認した。

すなわち、素材スラブの熱延中に生成するｒ相はインヒ
ビターとして作用するＭｎＳ，ＭｎＳｅ等の微細析出物
に対して有害に作用し、特に過剰なγ相生成はインヒビ
ターの効果を大幅に減退させて２次再結晶粒の十分な発
達を阻害すること、および適切な範囲にあるγ相生成量
の場合でも熱延中に粗大成長粒を細分化する役割を果し
た後は冷延工程での適切な結晶組織、集合組織の形成に
対して有害に働く等の新たな事実を見出した。本発明者
らはこれらの有害作用を規制し解消する方策を種々研究
した結果新規の方策を見出すことができ本発明を完成し
たものである。本発明を完成するに至つた本発明者らの
実験結果に基き本発明を説明する。

第１図は、インヒビターとしてＳｅ：０．０１５〜０．
０３５％、Ｍｎ：０．０３〜０．０９％を含み、Ｓｉ含
有量は２．８〜３．１％、３．３〜３．５％、３．６〜
３．８％の３群とし、かつＣ含有量はいずれも０．０１
〜０．１０％の範囲で変化させた多数の一方向性けい素
鋼スラブを溶製し、これを１４００℃で１時間の加熱処
理後に熱間圧延して２．５ｒｆｔ！ｎの熱延板となし、
次いで公知の方法による中間焼鈍を挟む２回の冷延工程
により最終板厚０．３０ｒｆｒｆｎに仕上げ、以後脱炭
焼鈍と最終焼鈍を施して得た成品について、その鉄損Ｗ
ｌ７／５０と各供試材のＳｉ，Ｃの関係を示したもので
ある。

なお、該比較試験における上記中間焼鈍の雰囲気は脱炭
性から非脱炭性のものに各種変更させ、また最終冷延圧
下率は５０〜７０％の範囲に設定した。第１図に併記し
た破線Ａ．，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅは熱延中の１１５０℃にお
けるγ相生成量の推定計算値であつて、それぞれ４００
１）、３０％、２０％、１０％および００！）の場合で
ある。この場合のγ相生成量は、Ｓｉ．ｅ験と温度に応
じて変化するものであつて前記破線Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ
は各種のＳｉ，Ｃ量を含むけい素鋼供試材について実験
により求めた１１５０℃の平衡状態で生成するγ相量実
測値と鋼中のＳｉ，Ω訃の相関関係から導き出された下
記（１）式より求めたものである。（１）式において〔
〕内は鋼中成分の重量％を表わす。

上記Ｓｉ含有量による３群の鉄損Ｗｌ７／５０の実測結
果は第１表および第１図に示すとおりである。第１表お
よび第１図より明らかな如く、Ｓｉ含有量の異なる３群
によつて良好と判定される鉄損水準は異なるが、各群の
Ｓｌ量に応じて鉄損Ｗｌ７／５０のすぐれたＣ量の適正
範囲は、いずれも熱延中のγ相生成量が１０〜３０（：
ｆｌ）の範囲、すなわち破線Ｄ（５Ｂとの間にあるとき
に限定されることを見出した。

しかし熱延工程中に生成するγ相は平衡状態とは員なり
準安定的であつて実際の熱延中１１５０℃で生成するγ
相量を正確に決定することが困難である。従つてγ相生
成量による限定は実際的でないので上記（１）式で与え
られる推定γ相生成量が１０〜３０％の範囲を満足する
素材中のＳｉ量に応じたＣ量の適正範囲を以て限定する
を妥当とする。この考え方に基き上記（１）式のγ％が
１０〜３０％の範囲にある素材のＳｉ量に応じて鉄損水
準のすぐれたＣ量の適正範囲は下記（２）式により与え
られる。これが本発明の第１の条件である。

すなわち、（２）式で示されるＳｉ量に応じた適正Ｃ量
範囲の下限よりもＣ量が不足する場合、従つて熱延中の
γ生成量が１０％未満に対応する組成では、成品の結晶
組織は第２図Ａに示すように明瞭な帯状細粒組織を呈し
、磁気特性が劣化していた。

また、熱延中のγ相生成量が第１図においてＤ線で示す
１０％以上となる組成の成品は、帯状細粒の発生がほと
んどなく大半が正常に発達した２次再結晶粒で構成され
ていることが判明した。従つてスラブ高温加熱の際に異
常成長した粗大結晶粒を熱延工程中に分裂、破壊し、成
品の帯状細粒組織発生を防止するためには、所定量以上
のγ相生成が必要であり、このγ相の所定量は含有Ｓｉ
量に応じて熱延中に平衡状態であれば１０％以上のγ相
を生成するようなＣ量を含ませることによつて実現でき
ることが判明した。他方、Ｃ量が著しく過剰の場合、す
なわち、熱延中のγ相生成量が３０％を越える組成に対
応する場合は、成品の結晶組織は２次再結晶発達が不完
全な全面細粒組織となり、極端に劣悪な磁気特性を示し
た。

過剰Ｃ量がＳｉ量に応じて与えられる適正Ｃ量上限値に
近づくにつれて第２図Ｂにて示した細粒組織と正常な２
次再結晶粒が混在する、いわゆる混粒組織に変化し磁気
特性も次第に回復向土するが未だ十分なものではない。
上記（２）式で示される適正Ｃ量範囲の上限を越えた過
剰Ｃ量により２次再結晶の発達が阻害される理由は必ず
しも明確ではないが次の如き理由によるものと考えられ
る。

すなわち、スラブ高温加熱後、熱延中の温度低下に伴な
いｄ相内の固爵Ｃ量が減少し鋼中に高Ｃ含有のγ相が生
成し１１５０℃近傍の最大量のγ相生成に至るまでγ相
領域が拡大する。このγ相領域内はα相に比し約０．２
％以上と著しく高いＣ量であり、そのため当初スラブ高
温加熱時にα相中に解離固后していたインヒビターのＳ
，Ｓｅはγ相内では固洛が困難となる。従つて、熱延中
のγ相生成領域内に含まれたＳ，Ｓｅは熱延早期の高温
段階で析出粗大化してインヒビターとしての効果を消失
する結果によるものと推察される。かかる機械により熱
延中に生成されるγ相がある限度を越えると、鋼板全体
に占める不適正なインヒビター形成領域の割合が増加し
て２次再結晶の発達が不完全となり、すぐれた磁気特性
が得られなくなるものと考えられる。

かくの如く、γ相生成量の許容される範囲はＳｉ量に応
じて熱延中に平衡状態であれば１０〜３０％の範囲でγ
相を生成するようなＣ量に限定される組成のときにのみ
限られ、上記（２）式で与えられるＳｉ量に応じたＣ量
を限定することが磁気特性の向上にきわめて有効である
ことが判明した。

しかし第１図のγ生成量１０〜３０％の範囲においても
なお一部に鉄損特性の不十分なものが含まれており、磁
気特性の安定性を期する工業生産の観点からは（２）式
で与えられるＳｌ，ｑ験の規制のみでは未だ満足すべき
でないので本発明者らは更にこれを改良する研究を重ね
た結果、素材の熱延工程終了後から最終冷延工程前の中
間焼鈍後に至るまでの工程途中でＣを０．００６〜０．
０２０％脱炭させることがすぐれた磁気特性を安定して
得るために極めて有効であることを見出した。これが本
発明の第２の要件である。この要件は本発明者らの次の
実験結果より明らかにされたものである。

すなわち、第１図で示したＳｉ：２．８〜３．１０１）
、およびＳ１：３．３〜３．５％の２群のＳｉ含有量で
あり、かつこれに対応するＣ量が熱延中１１５０℃にお
けるγ相生成量が１０〜３０％に相当する範囲にある組
成の成品磁気特性と、この素材の熱延後と最終冷延前の
中間焼鈍後の各工程におけるＣ含有量の差、すなわち脱
炭量ΔＣとの関係を詳細調査した結果第３図Ａ，Ｂに示
す如き新規の知見を得ることができた。第３図Ａ，Ｂは
白丸で示したＳｉ：２．８〜３．１％群および黒丸で示
したＳｉ：３．３〜３．５０１）群の多数の供試材の熱
延後から最終冷延前までの脱炭量と、それぞれＢｌＯ（
Ｔ）にて示される磁束密度および鉄損Ｗｌ７／５０の関
係を示す線図である。第３図Ａ，Ｂより明らかなとおり
、脱炭量△Ｃが０．００６％以上、０．０２０（：！ｌ
）以下であるときに本発明の目的とするすぐれた磁気特
性が安定して得られ、△Ｃが０．００６％未満もしくは
０．０２０％を越える場合には磁束密度が不足し、鉄損
も比較的大な磁気特性として不十分な水準になることが
判明した。なお、熱延後から最終冷延前までの工程途中
における脱炭量は通常０．００５％以下であり、本発明
において好適と判明した０．００６〜０．０２０％の脱
炭量は常法を越える積極的な工程途上の脱炭処理を意味
し、この圧延途上の強脱炭による本発明の第２要件によ
つて、先に説明した第１要件の残された不満足点を補い
、すぐれた磁気特性を安定して得ることが可能となつた
。本発明者らは上記熱延後から最終冷延前までの工程途
上で適度の脱炭を施すことが磁気特性の安定した向上に
有効である理由について追跡検討するため次の実験を行
つた。

すなわち、第３図に示した実験に用いた供試材を脱炭量
別に次の３群に分類した。

第４図Ａ，Ｂ，Ｃはそれぞれ上記Ａ，Ｂ，Ｃ供試材の最
終冷延前の中間焼鈍後の１次再結晶組織を示し、第５図
Ａ，Ｂ，Ｃはそれぞれ上記Ａ，Ｂ，Ｃ供試材の１次再結
晶集合組織を示す｛２００｝極点図を示し、第６図Ａ，
Ｂ，Ｃはそれぞれ上記Ａ，Ｂ，Ｃ供試材の成品の結晶組
織を示す写真である。

第４図、第５図、第６図より明らかな如く、工程途上の
脱炭量が不足するＡの場合は、第４図Ａに示す如く最終
冷延前の１次再結晶組織は結晶粒度が不均一で、微細な
結晶粒が塊状に分布し、また第５図Ａに示す如く、集合
組織は（１１０）〔００１〕方位の集積が少なく、比較
的強い｛１１１｝〈１１２〉方位が分散する不適切な組
織となつており、その結果として成品の結晶組織は第６
図Ａに示す如く、細粒が混在する２次再結晶発達不良の
状態となつている。

一方、脱炭量が適切なＢの場合は、第４図Ｂに示す如く
最終冷延前の結晶粒度は均一、適正であり、また第５図
Ｂ（こ示す如く集合組織は（１１０）〔００１〕方位の
強い集積を示す好適な状態に改善されており、更に第６
図Ｂに示す如く、成品の結晶組織も正常な２次再結晶粒
が十分に発達したものとなつている。

更に脱炭過多なＣの場合には、第４図Ｃに示す如く最終
冷延前の結晶粒度が不均一で粗大な結晶粒が分散する不
適切なものとなり、また第５図Ｃに示す如く、その集合
組織も（１１０）〔００１〕方位が減少している。

従つてこの状態から得られた成品の結晶組織は第６図Ｃ
に示す如く著しく粗大な２次再結晶粒で占められ、これ
らの結晶方位は（１１０）〔００１〕方位からやや偏倚
した方位が多く、従つて磁気特性も不十分であつた。か
くの如く、熱延工程において粗大成長粒の分裂、破壊に
有効に作用したγ相は、冷延工程中は粗大な塊状炭化物
として分散し、この周辺では結晶組織の不均一、集合組
織の不適切な状態を惹起していることが判明した。上記
塊状炭化物は本発明による適度の脱炭によつて消滅させ
ることで結晶組織、集合組織を改善して好適な状態が実
現されるが、脱炭不足、脱炭過多の場合はいずれも結晶
組織が不均一で不適切となり、目的とする（１１０）〔
００１〕方位の強い集合組織が得られない。上記本発明
者らの追跡調査によつて次の事実が確認された。

すなわち、熱延工程で必要なγ相量を生成させるＣ量は
、冷延工程では適正なＣ量範囲を越えてすぐれた磁気特
性を得るために有害であるので、この有害性を解消させ
るために０．００６〜０．０２０％Ｃ範囲の適度の脱炭
が必須である。次に本発明を適用するけい素鋼素材の限
定理由について説明する。Ｓｉ： Ｓｌは２．８％より低いと本発明が目的とする十分に鉄
損値を実現できず、また４，０％を越して過多となると
脆くなり、かつ冷間加工性に乏しく通常の工業的圧延が
困難になるので２．８〜４．０％の範囲に限定した。

Ｓｉはこの２．８〜４．０％の範囲においてＳｉ量を高
めるほど一般に低鉄損成品を得ることができるが、実際
操業においてはＳｉ量を高めるとＳｉ原料費が上昇する
ことは勿論であるが、冷延歩留が低下するためコストの
高騰を招くのでＳｌ含有量は所期の鉄損水準に応じて適
宜選択することが肝要である。Ｃ： ＣはＳｌ量に応じて前記（２）式の限定範囲に調整すべ
きであることは本発明の第１要件として既に述べたとお
りである。

すなわち、第１図に示した熱延中１１５０℃のγ相生成
量がほぼ１０〜３０％に相当するＣ量範囲に限定するこ
とが必要である。前言α２）式による具体的数値を例示
すると第２表のとおりである。しかしＣ量が０．１（：
ｆ）を越えると脱炭工程に長時間を要し経済的でないの
でＣが０．１％を越えない範囲で必要量を確保すること
が望ましい。

Ｍｎ，Ｓ，Ｓｅ： Ｍｎ，Ｓ，Ｓｅはいずれもインヒビターとして添加され
、最終焼鈍において１次再結晶粒の成長を抑制し、（１
１０）〔００１〕方位の２次再結晶粒を先鋭に発達させ
るに必要な元素である。

しかしＭｎ：０．０２〜０．１５％、Ｓ，Ｓｅのいずれ
か１種または２種を合計量で０．００８〜０．０８％の
範囲を逸脱して過不足となると２次再結晶が不安定とな
り、目的とするすぐれた磁気特性が得られないので上記
範囲に限定した。本発明を適用するけい素鋼素材は上記
限定組成のほかは実質的にＦｅと不可避的不純物より成
るものであるが、必要に応じて粒界偏析型元素、例えば
Ｓｂ，Ａｓ，Ｂｌ，Ｐｂ，Ｓｎ等を単独もしくは複合し
て上記素材に添加し、インヒビターの効果を補強するこ
とは差支えないが、これらの粒界偏析型元素の添加が本
発明の効果発揮に特別に影響するものではない。

次に本発明によるけい素鋼素材の圧延時の限定理由につ
いて説明する。

上記限定組成のけい素鋼素材を通常１２５０℃以上の高
温に加熱後、公知の方法により熱間圧延し板厚１．２〜
５．０ｒｗｆＬの熱延鋼板に仕上げ、この熱延鋼板を冷
間圧延した後焼鈍する工程を繰返し最終冷延圧下率を４
０〜８０（Ｆｆ）として最終板厚０．１５〜０．５０ｗ
ｎに仕上げる。

中間焼鈍は７５０〜１１００℃の温度範囲で実施し、通
常２回以上の冷延と中間焼鈍を繰返し最終板厚とするが
、最終冷延圧下率を４０〜８０％に限定したのは次の理
由によるものである。すなわち、本発明においては冷延
工程途上で適度の脱炭を行なうことにより結晶組織を均
一化し、集合組織中（１１０）〔００１］方位の強い集
積を促すのであるが、この効果は４０％未満もしくは８
０％を越す最終冷間圧下率では達成できず、４０〜８０
（ｆｌ）の最終冷延圧下率範囲において始めて達成でき
るためである。かくして得た最終冷延板は脱炭焼鈍と最
終焼鈍を施して成品とするものである。

上記本発明の説明および製造工程中の限定理由について
説明したが、以下本発明による製造方法を具体的に工程
順に従つて説明する。

本発明の対象とする素材は、従来の造塊一分塊法によつ
てもよく、また連続鋳造法によるスラブでもよい。

このスラブを１２５０℃以上の高温に加熱後、公知の方
法により熱間圧延を施し板厚１．２〜５．０ｒｍの熱延
鋼板に仕上げ、必要に応じて７５０〜１１００℃のノル
マライジング焼鈍を施し、次いで７５０℃〜１１００℃
の中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚
０．１５〜０．５０ｍの最終冷延板とする。この工程の
途中、熱延後から最終冷延前の工程間において本発明に
よりＣＯ．ＯＯ６〜０．０２０％の脱炭を施す。

脱炭を施す工程は、上記ノルマライジング焼鈍または中
間焼鈍のいずれか一つの工程でよく、脱炭時の焼鈍雰囲
気の脱炭性の強さは組材の組成、板厚、焼鈍時間等によ
り適宜調整すべきであるが、中間焼鈍において脱炭する
ことが板厚が薄く焼鈍時間も短く有利である。なお、脱
炭焼鈍の時期については、熱延コイル捲取後の自己焼鈍
時を利用してコイル層間にＦｅ，Ｏ，等の酸化物を塗布
等の方法により熱延板の脱炭処理を行なうことも可能で
ある。かくして熱延板は次の冷延工程に移されるが、最
終冷延圧下率は４０〜８０％に限定し、上記脱炭焼鈍を
相俟つて結晶組織の均一化と、集合組織中（１１０）〔
００１〕方位の強い集積を促進する。

本発明によるＣ：０．００６〜０．０２０％の脱炭焼鈍
を施した最終冷延板は、更に湿水素雰囲気中で７５０〜
８５０℃の温度範囲で脱炭焼鈍しＣ量を０．００３％以
下まで十分に脱炭する。

その後ＭｇＯ等の焼鈍分離剤を塗布した後最終焼鈍を施
す。この最終焼鈍は（１１０）〔００１〕方位の２次再
結晶粒を十分に成長発達させ、同時に鋼板中にインヒビ
ターとして添加したＳ，Ｓｅその他Ｎ等の不純物元素を
純化除去する目的で施され、通常箱焼鈍によつて１００
０℃以上の高温に昇温して行なわれるが、本出願人の開
示に係る特公昭５１−１３４６９号の方法に従い、２次
再結晶が生起する８２０〜９２０℃の温度範囲に約１０
時間以上保持して２次再結晶粒を十分に成長させた後、
引続き１０００℃以上の高温における不純物除去を目的
とする純化焼鈍を施す方法を採ることが最も好ましい。
上記本発明による処理工程によつて磁気特性のすぐれた
一方向性けい素鋼板を安定して得ることができる。実施
例 １ Ｓｉ：３．１５％に対してＣ：０．０２１．０．０４５
，０．０７２％の３水準の組成、およびＳｉ：３．６０
％に対しＣ：０．０３３，０．０５８，０．０９４０１
）の３水準の組成より成り、いずれもインヒビターとし
てＭｎ：０．０７％，Ｓｅ：０５０３％，Ｓｂ：０．０
３％を含む２００ｍ厚連鋳スラブ各２〜３本を溶製し、
いずれも１３８０℃に１時間加熱後２．５ｒｗＩＬ厚に
熱延しコイルに巻取つた。

次いで、これらの熱延コイルを９８０℃に３０秒焼鈍後
０．７５瓢厚に冷延し、引続き９５０℃、２分間の中間
焼鈍時に連続焼鈍雰囲気を公知の方法でＰＨ２Ｏ／ＰＨ
，一０．００３〜０．３５の範囲で処理して脱炭量△Ｃ
を０．００２〜０．０３０％になる如く調整し、その後
更に０．３０ｗｎ厚に最終冷延して最終冷延圧下率を６
０％とした。次いで８００℃湿水素中で脱炭焼鈍を施し
た後ＭｇＯを主体とする分離剤を塗布して１２００℃、
１０時間の最終焼鈍を施し、その後絶縁コーティングを
塗布して一方向性けい素鋼板成品とした。これらの成品
の磁気特性を測定した結果は第３表Ｇこ示すとおりであ
る。第３表において素材Ｃ含有量欄の括弧内は熱延中１
１５０℃におけるγ相生成量（推定値）を示すが、第３
表より次のことが明らかとなつた。

すなわち、供試材扁１，２，６，７，８，９，１３，１
４，１５、の本発明によるいずれかの要件を満足しない
比較例においては、鉄損値は高く磁束密度が低い。すな
わち、Ａｌ，２，８，９においては素材Ｃ量が低くγ相
生成量が本発明の適正範囲とする１０〜３００！）より
少い結果、いずれも第２図Ａに示す如き帯状細粒組織を
示し、他方ＪＫ，６，７，ｌ３，ｌ４，ｌ５はいずれも
本発明の限定範囲より素材のＣ量が高くγ相生成量も本
発明の適正範囲とする１０〜３０％より多い結果、いず
れも第２図Ｂに示す如き全面細粒に近い２次再結晶組織
となり、著しく高い鉄損値と低い磁束密度を示している
。また、慕２，６，９，１４は脱炭量ΔＣが本発明の限
定範囲０．００６〜０．０２００１）の範囲であるため
わずかに磁性が改善されているが、上記の如くＣ量が本
発明の要件を満足しないために磁気特性が不十分である
。また、爲３，５，１０，１２の如くγ相生成量が本発
明の適正量とする１０〜３０％の範囲内であり、かつＣ
量も本発明による前記（２）式を満足する場合でも脱炭
量△Ｃが本発明による０．００６〜０．０２０％を満足
しないために低い鉄損値と高い磁束密度が得られない。

それにひきかえ、本発明のすべての要件を満足する篇４
および慕１１は十分に低い鉄損値と同時に高い磁束密度
が得られ第６図Ｂに示す如き十分に発達した２次再結晶
組織を有し、本発明の効果を明瞭に示している。実施例
２Ｓｉ：３．３５％，Ｃ：０．０５０％，Ｍｎ：０．
０５％，Ｓ：０．０１５％の組成より成る２００ｒＷｆ
Ｌ厚連鋳スラブ３本をいずれも１３５０℃にて１時間加
熱後２．０ｒＷ１厚に熱延しコイルに巻取つた。

次いでこれらの熱延コイルを１０００℃で３０秒間焼鈍
後０．７５ｒｆｒ！Ｔｌ厚に冷延し、更に９５０℃にて
２分間中間焼鈍した際に、連鋳焼鈍雰囲気を公知の方法
でＰＨ２Ｏ／ＰＨ２−０．００３〜０，３５の範囲で処
理して脱炭量△Ｃを０．００２％，０．０１３％，０．
０２５％にそれぞれ調整し、その後最終冷延して板厚０
．３０飾に仕上げた。次いで８００℃湿水素中で脱炭焼
鈍を施した後、ＭｇＯを主体とする分離剤を塗布して１
２００℃、１０時間の最終焼鈍を施し、その後絶縁コー
テイングを塗布して本発明による一方向性のけい素銅ｊ
板成品を得た。これらの成品の磁気特性を測定した結果
は第４表に示すとおりである。第４表から明らかなとお
り、脱炭量△Ｃが本発明の限定範囲より少ない０．００
２％である供試材届１７では細粒発生率が３０％と高く
、ｒ相生成量（推定値）が適正範囲の１０〜３０％であ
つても十分低い鉄損値が得られなかつた。

また、脱炭量△Ｃが０．０２５％と脱炭過多の供試材篇
１９は細粒発生率がＯ％であつたが、２次再結晶粒が粗
大化し、磁束密度は十分であるが、満足できる低鉄損値
が得られなかつた。これに対し本発明の必須要件をすべ
て満足する供試材扁１８においては、低い鉄損値と同時
に高い磁束密度が得られ、満足すべき一方向性けい素鋼
板を得ることができた。実施例 ３Ｓｉ：３．０％，Ｃ
：０．０４０％，Ｍｎ：０。

０７％，Ｓｅ：０．０３％の組成を有する２００ｒ！０
ｒＬ厚連鋳スラブ３本を、いずれも１３２０℃で１時間
加熱後３．０朗厚に熱延しコイルに巻取つた。

次いでこれらの熱延コイルを９８０℃にて３０秒間焼鈍
後０．８０ｒｍ厚に冷延し、引続き９５０℃、２分間の
中間焼鈍の施行時に公知の方法でＰＨ２Ｏ／ＰＨ２一０
．００３〜０．３５の範囲で処理して脱炭量△Ｃを０．
００３％，０，０１２％，０，０２４％にそれぞれ調整
し、次いで最終冷処して板厚０．３０ＷｒＩｎに仕上げ
、脱炭焼鈍後１２００℃にて１０時間加熱処理する最終
焼鈍を施し、その後絶縁コーテイングを塗布して一方向
性のけい素鋼板成品を得た。これらの成品の磁気特性の
測定結果は第５表に示すとおりである。第５表より明ら
かなとおり、脱炭量△Ｃが本発明の限定範囲０．００６
〜０．０２０％より過少の供試材Ａ２Ｏでは１５（：！
）の細粒発生がみられ、低い鉄損値が得られず、磁束密
度も低かつた。

また△Ｃが０．０２４％と脱炭過多の供試材．／ｆ）２
２においては、細粒発生率がＯ％であつたが、鉄損値が
不十分であつた。これに対し、本発明の脱炭量を満足す
る扁２１では、その他の必須要件を満足したことと併せ
て十分に低い鉄損値と、著しく高い磁束密度が得られた
。

上記実施例により明らかな如く、本発明の必須要件をす
べて満足する場合には、十分に低い鉄損値と、高い磁束
密度を有する磁気特性のすぐれた一方向性けい素鋼板成
品を安定して製造することができ、変圧器等の低鉄損化
、効率化に大幅に貢献することが期待される。

従来、一方向性けい素鋼板の製造方法は多くの研究、開
示がされているものの、特に連鋳スラブを使用する場合
にはスラブの高温加熱中の結晶粒の粗大化が起り易く、
いわゆる帯状細粒組織の生成防止にも甚だ不安定性があ
つて磁気特性のすぐれた一方向性けい素鋼板の製造の工
業生産に安定性を欠く欠点が残つていたが、本発明は素
材の組成を限定し、特にＳｌ量に応じてＣ量を適正に調
整すると同時に、最終冷間圧下率を４０〜８０％として
結晶組織の均一化と集合組織中の（１１０）〔００１〕
方位の強い集積を促すと共に熱延後最終冷延終了前まで
の工程途中でＣを０．００６〜０．０２０％脱炭させる
ことによりすぐれた磁気特性のけい素鋼板を安定して製
造することができる効果を収めることができた。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明を得るに至つた基本実験結果における素
材のＳｉ量とＣ量が鉄損値に及ぼす影響を示す線図、第
２図Ａ，Ｂはそれぞれ素材の熱延中の１１５０℃におけ
るγ相生成量（推定値）が１０〜３０％の適正範囲より
も過少の場合の成品の帯状細粒組織および過多の場合の
成品の細粒組織と正常な２次再結晶粒の混在状況を示す
顕微鏡写真、第３図Ａ，Ｂはそれぞれ素材熱延後から最
終冷延前までの脱炭量△Ｃが磁束密度Ｂ，Ｏおよび鉄損
値Ｗｌ７／５０に及ぼす影響を示す線図、第４図Ａ，Ｂ
，Ｃはそれぞれ本発明の必須要件の一つである脱炭量△
ＣＯ．ＯＯ６〜０．０２０％の限定に対し、△Ｃ〈０．
００５％ と脱炭不足の場合、△Ｃ−：０．０１０％で
脱炭適正の場合、および△Ｃ〉０．０２１％と脱炭過多
の場合の最終冷延前の１次再結晶組織を示す顕微鏡写真
、第５図Ａ，Ｂ，Ｃはそれぞれ第４図Ａ，Ｂ，Ｃに対応
する供試材の１次再結晶集合組織を示す｛２００｝極点
図、第６図Ａ，Ｂ，Ｃはそれぞれ第４図Ａ，Ｂ，Ｃおよ
び第５図Ａ，Ｂ，Ｃに対応する場合のけい素鋼板成品の
結晶組織を示す写真である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量比にてＳｉ：２．８〜４．０％、Ｍｎ：０．０
   ２〜０．１５％を含み、かつＳ、Ｓｅのいずれか１種ま
   たは２種を合計量で０．００８〜０．０８０％を含有す
   るけい素鋼素材を熱間圧延する工程と、前記熱延鋼板を
   冷間圧延した後焼鈍する工程を繰返し最終冷延圧下率を
   ４０〜８０％として所定の板厚に仕上げる工程と、前記
   冷延鋼板に脱炭焼鈍と最終焼鈍を施す工程とを有して成
   る一方向性けい素鋼板の製造方法において、前記けい素
   鋼素材は含有Ｓｉ量に応じて下記式にて表わされる範囲
   に調整されたＣ量を含み、かつ前記熱延工程終了後最終
   冷延工程終了前の工程途中にＣを０．００６〜０．０２
   ０％脱炭させる脱炭工程を有することを特徴とする磁気
   特性のすぐれた一方向性けい素鋼板の製造方法。 ０．３７〔Ｓｉ％〕＋０．２７≦ｌｏｇ（〔Ｃ％〕×１
   ０＾３≦０．３７〔Ｓｉ％〕＋０．５７ただし〔Ｓｉ％
   〕、〔Ｃ％〕はそれぞれ鋼中に含まれるＳｉおよびＣの
   重量％を表わす。