JPS6112822A - 低鉄損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】 崖】」≦）　ｆｌ　Ｊ枇丈託 本発明は鋼板の構成する結晶粒が（１１０）　　＜００
１＞方位を有し、圧延方向に磁化され易い一方向性電磁
鋼板の製造方法に関するものである。一方向性電磁鋼板
は、軟磁性材料として主にトランスその他の電気機器の
鉄芯として使用されており、最近のエネルギーコストの
高騰を背景として、より鉄損の良好な一方向性電磁鋼板
に対するニーズが増々強まってきている。

従来の技術 一方向性電磁鋼板の鉄損の構成要因は、ヒステリシス損
と、渦電流損に大きく分離される。ヒステリシス損を向
上させるためには、最終焼鈍の２次再結晶過程で、（１
１０）　　＜００１＞位粒の集積度を高め、高磁束密度
材を得る必要がある。この高磁束密度材を得る方法とし
て、ＡｎＮ析出分散相を利用した強圧下１回圧延性工程
の特公昭４６−２３８２０、およびＳｅとｓｂを添加し
、二回圧延法工程を特徴とする特公昭５１−１３４６９
が提言されている。一方渦電流損を向上させるためには
、最終成品中に残存する不純物や析出物をできるだけ少
くするか、成品結晶粒を小さくするか又は磁区を細分化
するか、あるいは成品板厚を薄くする必要がある。高磁
束密度一方向性電磁鋼板で、レーザー照射により導入さ
れた局部的な歪により、磁区を細分化する方法が特公昭
５７−２２５２号で提言され、歪取焼鈍をしない精鉄芯
の領域で画期的な鉄損の向上が達成された。

変圧器の鉄芯には、精鉄芯と巻鉄芯があり、日本国内お
よび米国等では、主として大型変圧器は精鉄芯で、小型
変圧器は巻鉄芯で製造されている。

巻鉄芯は、製造工程中に発生ずる歪を除去するために、
歪取焼鈍が必須条件であり、上記したレーザー照射によ
り導入された局部的な歪による磁区細分化する方法は使
えない。

巻鉄芯の低鉄損を要求される領域には、高磁束密度方向
性電磁鋼板又はＣＧ　Ｏ（Ｃｏｎｖｅｎｔｉｏｎａ］Ｇ
ｒａｉｎ　０ｒｉｅｎｔｅｄ　５ｉｌｉｃｏｎ　５ｔｅ
ｅｌ）材の薄物材が使用１されている。特公昭４６−２
３８２０による高磁束密度材は、−回圧延性で製造され
、磁束密度が著しく高くなる所に特徴があるが、磁束密
度のレヘルを高くする程成品結晶粒サイズが大きくなる
賀しさかある。特公昭５１−１３４６９による高磁束密
度材は、二回圧延法工程を基本としているので、磁束密
度を高くすることが難しく、その上Ｓｅ、Ｓｂ等の有害
元素を使用する難点がある。

３Ｂが解／しようとする問題点 本発明は無害で安価なＣｕを有効に活用して、二回圧延
法で、高磁束密度材を達成し、かつ成品結晶粒度を小さ
く保ち、薄物材の鉄損、特に１゜／ＳＧ〜１．／、。の
中低磁場における鉄損を著しく向上させることを目的と
したものである。従来、方向外電Ｍｉ鋼板において、Ｃ
ｕは磁気特性に対して有害な元素とみなされていたが、
発明者等はＭｎ、Ｓの量を厳密に規制すると共に、所定
量のＣｕを添加し、適正な熱延条件、および熱延板焼鈍
又は中間焼鈍条件を適当に選択することにより、微細な
（Ｃｕ、　Ｍｎ）　＋、　ｏ　Ｓ析出分散相を多量に鋼
中に形成させることが可能で、熱延板集合組織および脱
炭焼鈍後の再結晶集合組織の改善が図られ、より低温で
２次再結晶させることが可能となり、著しい磁気特性の
向上が得られることを発見した。

刑遁庶玉Ｎ１Ｊｔ４７．＝１６ｃｖ１動しに墾１里次に
本発明の内容を詳しく説明する。

ＣＯ，０４％、Ｓｉ　　３．１％、Ｍｎ　　０．０６％
、Ｓ　Ｏ，０２７％、Ｃｕ　Ｏ，１７％を含有する方向
性電磁鋼スラブを連続鋳造により厚さ２５０ｍｎ＋に鋳
造した。

このスラブを１３００°Ｃ以上の高温に加熱して、Ｍｎ
。

Ｃｕ、Ｓを完全に固溶させた後、粗圧延を行い、仕上圧
延機の入口（前面）の温度を１１５０°Ｃ±５０℃に、
仕上圧延機の出口（後面）の温度を１０００℃±３０’
Ｃに制御した熱間圧延を行い、ホントコイルを製造した
。

仕上前面温度を１１５０℃±５０°Ｃとしたのは、仕上
圧延機入口で鋼中のオーステナイトの面積割合を最大に
し、仕上スタンド内でＴ−α変態を進行させ、γ−α変
態に伴なって析出する（Ｃｕ、Ｍｎ）　＋、　ａ　Ｓの
微細析出物を多量に得るためである。又、Ｍ　ｎ　。

ＣｕおよびＳが共存する場合のＭｎＳの析出ノーズは１
１００℃であり、Ｃｕ、、ＢＳの析出ノーズは１０００
°Ｃであるため、上記仕上圧延機入口温度の設定により
、ＭｎＳの析出を抑制して９、仕上スタンド内での（Ｃ
’ｕ、　Ｍｎ）　＋、　ＢＳの析出を促進することにな
る。

仕上圧延機出口温度を１０００℃±３０℃としたのは、
仕上スタンド内での（Ｃｕ、　Ｍｎ）　＋、　ｎ　Ｓの
析出を促進する目的である。

この熱延板で硫化物の観察を行った結果を第１図および
第２図に熱延板集合組織を調査した結果を第３図に示す
。

Ｃｕ　Ｏ，１７％添加すると、第１図に示す如く、光学
顕微鏡の観察で、波状の点列状微小析出物が大量に観察
される。この点列状の微小析出物は網目状カーバイトに
沿って平行に並んで観察される場合が多く、熱延の仕上
スタンド前後で、１１５０°Ｃ〜９００℃にかけてオー
ステナイト粒がγ−α変態により縮小する過程で、γ粒
の粒界に析出したものと推定される。この微小析出物を
電子顕微鏡で観察した結果が第２図である。

第２図ａ、ｂは析出物の分布を示す写真で、サイズは３
００〜５００人オーダーのものが多い。第２図ａ、ｂの
写真の中央部の微小析出物の電子回折像がす、ｅで、そ
の析出物のＥＤＸによる成分分析結果がｃ、ｆである。

これらの析出物はｃ、ｆに示ずようにＣｕ　＋　Ｍ　ｎ
　＋　’　Ｓを含有する析出物であり、ｂ、ｅの電子回
折像のパターンから、立方晶の結晶構造を持ったもので
、その格子定数ａ０が５．３９〜５．５２人の範囲にバ
ラツキを持っていることが判明した。立方晶の結晶構造
を持ち、格子定数がこれらに近いものをＡＳＴＭカード
から抽出するとＣｕ　＋　、　ａ　Ｓ　’（格子定数ａ
、−５．５７５人）およびα−ＭｎＳ　　（格子定数ａ
０＝　５．２２４人）である。格子定数ａ０と、ＥＤＸ
分析のＣｕとＭｎのピーク強度比を比較するとす、ｃお
よびｅ、ｆにその一例を示すようにＣｕ／Ｍｎのピーク
強度比が大きくなるに従って格子定数ａ０が大きくなり
ＣＵｌ、ＢＳの格子定数ａ。−５，５７５人に近ずくこ
とが判明した。従って、Ｃｕｂ、ＩＩＳのＣｕの一部が
Ｍｎに置換した（Ｃｕ、　Ｍｎ）　＋、　ｏ　Ｓである
と同定される。なお本発明者等の先行特許出願特公昭５
８−４２７２７の熱延条件では、斜方晶のＣｕ２Ｓが多
く、サイズも５００人を越えるものが多かった。

さらに、熱延板における全硫化物析出量も、従来の成分
Ｃｕ　Ｏ，０１％、　Ｓ　Ｏ，０２０％で、条件で得ら
れた場合のＳ　（ａｓ　ＭｎＳ）８３ｐｐｍ、　Ｓ　（
ａｓ　Ｃｕｂ、　８ｓ）１８ｐｐｍに比べて、Ｃｕ　Ｏ
，１７％添加した上記熱延条件の場合は、Ｓ　（ａｓ　
ＭｎＳ）４３ｐｐｍ、　Ｓ　（ａｓ　Ｃｕｂ、　ａｓ）
１１２ｐｐｍと、３　（ａｓ　ＭｎＳ＋Ｃｕ＋、　ａｓ
）で１１０１ｐｐから１５５ｐｐｍへ著しく増加してい
る。従って、従来のＭｎＳ単独ＣＧＯ成分系に、Ｃｕを
０．１７％添加して、上記熱延条件で熱延した場合、全
硫化物析出量も増加し、かつ３００〜５００人オーダー
の微細な（Ｃｕ、Ｍｎ）＋、ｅＳ析出物が増えるので、
硫化物析出分散相のインヒビター効果が著しく強化され
ると結論される。

３％珪素鋼の熱延板組織は、綱目状カーバイト領域、網
目状カーバイト間にはさまれた延伸フェライト領域、お
よび粗大フェライト領域に分類され、表面層１１５厚の
位置の延伸フェライト領域に存在する　（１００）　（
００１）方位粒の（００１）方向は圧延方向によく揃っ
たものが多い。上記した（Ｃｕ。

Ｍｎ）＋、ｅＳの点列状の微小析出粒子は、γ−α変態
か進行した領域に密に析出していると考えられ、れ、こ
の延伸フェライ１４ｉＪｆ域の周辺に分布していると推
定される。従って、（Ｃｕ、Ｍｎ）　＋−ｓ　Ｓの微細
析出粒ば、高温焼鈍の２次再結晶進行過程で、（００１
）方位の集積度の高い鮮鋭なＧｏｓｓ方位二次再結晶核
が周辺の他の方位粒に侵食されるのを保護して、鮮鋭な
Ｇｏｓｓ方位粒を選択的に成長させる機能を持っている
と推定される。なお、（Ｃｕ、Ｍｎ）＋、ａＳは熱延工
程以外でも、熱延板焼鈍、中間焼鈍においても、Ｔ−α
変態を制御することにより、熱延と同様に析出させるこ
とが可能である。

第３図には、Ｃｕ　Ｏ，１７％添加して、上記の熱延条
件で熱延した熱延板と、Ｃｕ　Ｏ，０１％の従来の熱延
条件で熱延した熱延板の集合組織の板厚方向の変化を示
す。表面層】１５厚にピークのある（１１０）極密度が
、Ｃｕ　Ｏ，０１％（△印）に比べてＣｕ　Ｏ，１７％
（△印）の方が増加している。即ち、Ｃｕ　Ｏ，１７％
を添加すと熱延板集合組織において、表面層の（１１０
１面粒を増加させるが、その理由は不明である。しかし
、方向性珪素鋼板の熱延板において表面層のｆｌｉｏ）
面粒を増加させることは、その後の圧延再結晶集合組織
で（１１０）　　＜００１＞方位成分を高め、二次再結
晶核を増大させ、成品のＧｏｓｓ方位集積度を高めると
考えられ、Ｃｕ添加による磁性向上効果の一つの要因で
ある。

次に、上記したＣｕ　Ｏ，１７％２．５ｍｍ厚の熱延板
と、他の成分は同じでＣｕ　Ｏ，０１％の電磁鋼スラブ
を従来の通常の熱延条件で熱延して２．５ｍｍ厚の熱延
板を用いて、小試片工程実験を行った結果を述べる。

熱延板を酸洗後、１次圧延を行い、板厚を■０．５２７
ｍｍ、■０．５８０ｍｍ、　Ｏｏ、６４５ｍｍ、■０．
７２５ｍｍ、■０．８２９ｍｍ、　Ｑｏ、９６７ｍｍ、
Ｑｌ、１６０ｍｍ、ｅｌ、４５ｍｍとした。中間焼鈍は
８５０℃×３分（均熱）＋１０００℃×１分（均熱）の
熱サイクルで、前段はｐ、ｐ：２ｏ℃の温水素雰囲気で
、後段は乾水素雰囲気で行った。２次圧延は全試料を板
厚０．２９０ｍｍに圧延し圧下率を■４５χ、■５０Ｚ
、　Ｃ）５５Ｘ、■６０χ、■６５ｘ、［Ｆ］７０ｘ、
■７５Ｌ■８０χとした。脱炭焼鈍は、湿水素雰囲気で
、８４０℃×３分（均熱）の焼鈍を行った。高温焼鈍は
、６５０’ＣＸ１０ｈの１段目の焼鈍を行った後、１２
００℃までの昇温速度を■３０’Ｃ／ｈ、■１０°ｃ／
ｈで昇温するか、か、又は■８７０℃Ｘ　５０ｈの２段
目の焼鈍を行った後に３０°ｃ７’ｈで１２００°Ｃま
で昇温し、１２００℃×２０ｈの乾水素雰囲気中での純
化焼鈍を行った。

これらの小試片工程実験の結果を第４図に示す。

第４図から高温焼鈍の■サイクルでも、Ｃｕを０．１７
％添加した試料で、２次圧下率を５５％から６５％へ高
めることにより、Ｂ　＋　ｏ　＝　１．８５（Ｔ）から
Ｂ　、。＝１．８７（Ｔ）まで高めることが出来、■サ
イクル又は■サイクルでは、より低温で２次再結晶させ
ることにより、更に磁束密度（ＢＩＧ）が向上する結果
が得られた。一方Ｃｕ　Ｏ，０１％の試料の場合は、■
サイクルで、２次圧下率が５５％の時が磁束密度（ＢＩ
Ｏ）が最も高くなり、６０％以上に圧下率を高めると細
粒の発生を招き、磁気特性が劣化する。

■サイクル、［Ｆ］サイクルでは２次圧下率の高い領域
で細粒の発生を促進して、■サイクルに比べて、磁気特
性が劣化する。

２次圧下率６５％の場合の、中間焼鈍後（（ａ）と（Ｃ
））および脱炭焼鈍後（（ｂ）と（ｄ））の表面層１１
５厚の再結晶集合組織のＣｕ添加有・無の差を第５図に
示す。Ｃｕ　Ｏ，１７％添加した場合は、Ｃｕ　Ｏ，０
１％の場合に比べて、（１１０）　　＜００１＞方位（
印印）と（５５４）　　＜２２５＞方位成分（○印）が
増加する効果が認められる。（１１０）　　＜００１＞
方位粒と（５５４１＜＝＞方位粒はＣＤ１１　　＜１１
０＞軸回りに約３０°の方位回転関係にあり、＋１１０
）　　＜００１＞方位２次再結晶核は（５５４１＜２２
５＞方位粒を全錘して、成長し易い。従って、Ｃｕ　Ｏ
，１７％添加した試料では、脱炭焼鈍後に（１１０）　
　＜００１＞方位粒が増加し、２次再結晶核発生数が増
加し、かつ成長し易くなり、２次再結晶を安定させる効
果がある。

本発明の特徴は、素材成分としてＭｎ　０．０５〜０．
０７％、Ｃｕ　Ｏ，０２〜０．２０％、Ｓ　Ｏ，０１，
５〜０．０３５％を含有し、熱延工程又は熱延板焼鈍、
中間焼鈍工程において、Ｔ−α変態に伴う微細な（Ｃｕ
、Ｍｎ）　＋、　ａ　Ｓを多量に析出させ、硫化物析出
分散相によるインヒビター効果を著しく強化すること、
および、熱延板集合組織において、表面層の（１１０）
　　＜００１＞方位粒を増加させ、最終圧延の圧下率を
５０〜８０％、望ましくは６０〜７０％に設定して、脱
炭焼鈍後の再結晶集合組織において、表面層で（１１０
）　　＜００１＞方位成分と（５５４）　　＜２２５＞
方位成分を高めて、２次再結晶核の核生成・生長を容易
にする効果を附与すること、高温焼鈍の昇温過程を徐加
熱又は、８５０℃〜９００゛ｃノ長時間保持により、８
ｏｏ〜９５０℃の比較的低温で２次再結晶を完了させる
ことにより、従来の二回圧延法材の磁束密度を著しく高
め、その結果として著しい鉄損の向上を得ることにある
。

高温焼鈍過程で、徐加熱又は８５０’ｃ〜９００”ｃで
長時間保定して、低温で２次再結晶を行わしめることに
より、磁気特性が向上することは古くから知られており
、米国特許２，５３４，１４０出願１９４８年、発行１
９５０年）に開示されている。又、日本国内でも、特公
昭３５−１７２０７において、７５０〜９００’ｃの段
付焼鈍の優位性が開示されており、特公昭３９−２８８
７６において６５０℃〜１０００”Ｃの間に２時間以上
保持して二次再結晶させる方法が開示されている。

従って、８５０〜９５０℃の比較的低温で２次再結晶さ
せる技術は旧知の技術である。特公昭５１−１３４６９
は、この旧知の技術とＳｅ　、　Ｓｂ添加技術の新知見
を加味して高磁束密度材を達成したものである。

本特許出願は、この旧知の技術に、Ｃｕ　Ｏ，０２〜０
．２０％添加と、新熱延技術による（Ｃｕ　、　Ｍｎ）
　＋、　ｏ　Ｓの微細析出によるインヒビター強化と、
脱炭焼鈍後の集合組織の改善の新知見を加味して、磁気
特性の向上を達成したものであり、低温で２次再結晶す
ると磁気特性が向上するという旧知の技術の共通点を除
けば、特公昭５１−１３４６９とは全く別個の技術であ
る。

方向性電磁鋼板にＣｕが存在する特許は１９５０年代に
いくつか提言されている。その内の代表的なものは、米
国特、許２，５５９，３４０（１９５２）日本特許特公
昭３３−４７１０　（１９５８）、米国特許２，８６７
．５５７（１９５９）があり、Ｃｕ　Ｏ，０３〜０．３
０％含有することが述べられているが、Ｃｕの磁気特性
の向上効果を記述したものはほとんどない。最近米国の
ＡＩ　ＩｅｇｈｅｎｙＬｕｄ　Ｉｕｍ社が、特開昭４９
−７２１１３、特開昭５０−１５７２６、特開昭５０−
１５７２７、特開昭５０−１５７２８で、Ｃｕ添加によ
る磁性向上効果を開示しているが、これらはＡｊ２Ｎと
の組み合せ効果を述べたものであり、八ｌの含有を必要
とせず、（Ｃｕ　、　Ｍｎ）　＋、　ａ　Ｓの析出コン
トロールと、脱炭焼鈍後の集合組織の改善を特徴とする
特許とは別個な技術である。

特公昭５４−３２４１２には、Ｓ又はＳｅ　１種類また
は２種類を単独量又は合計量で０．００５〜０．０５％
と、Ａｓ、Ｂｉ　、Ｐｂ、　Ｐ　、Ｓｎよりなる群より
選んだ元素の１種類又は２種類以上を単独量又は合計量
で０．０１５〜０．４％、あるいはＮｉ　、　Ｃｕより
成る群より選んだ元素の１種類又は２種類を単独量又は
合計量で０．２〜１．０％を含有して、８００〜９２０
℃の範囲で２次再結晶粒を充分発達させる技術が開示さ
れているが、Ｃｕを含む複合添加にその発明のポイント
があり、（Ｃｕ　、　Ｍｎ）　＋、　ｓ　Ｓの析出に対
する知見は無く、又、Ｃｕの添加量も本特許請求範囲（
Ｃｕｏ、ｏ２〜０．２０％未満）と異にしており、（Ｃ
ｕ、Ｍｎ）　１．　ａ　Ｓの析出コントロールと脱炭焼
鈍後の集合組織の改善と、８００〜９５０℃の比較的低
温で２次再結晶させることを特徴とする特許出願とは全
く別個の技術である。

発明者等の先行出願特許、特開昭５８−４２７２７の実
施例に、本特許出願と類似した成分および熱延条件が開
示されているが、先行出願のＣｕ２Ｓの析出す・イズは
５００Å以上であり、本出願特許の（Ｃｕ、Ｍｎ）＋、
ＢＳ　３００〜５００人に比べてやや大きい。従って、
（Ｃｕ、　Ｍｎ）　＋、　ｔ　Ｓによるインヒビター効
果が強化されている。

さらに、特開昭５８−４２７２７には、最終焼鈍工程に
おいて８５０〜９５０℃の比較的低温で２次再結晶させ
る知見もなく、実施例における磁束密度の最高値もＢ１
゜−１，８７（Ｔ）である。一方、本特許は、（Ｃｕ　
、　Ｍｎ）　＋、　ａ　Ｓのより微細な析出分散相を析
出させて、インヒビター効果をより強くすると共に、熱
延板集合組織の表面層の（１１０）　　＜００１＞方位
粒を増加させ、脱炭焼鈍後において（１１０）　　＜０
０１＞方位粒と（５５４）＜２２５＞方位粒を増加させ
、２次再結晶を著しく安定させ、最終焼鈍工程において
８５０〜９５０℃の比較的低温で２次再結晶させ、磁束
密度をＢ、。−１，８８〜１．９１　（Ｔ）まで向上さ
せることが可能となった。本特許出願は、特開昭５８−
４２７２７の熱延条件を一段と改善し、最終焼鈍で８５
０〜９５０℃の比較的航温で２次再結晶させることを可
能ならしめ、著しい磁気特性の向上を達成したものであ
る。

次に本発明の限定理由を述べる。

Ｃを０．０８％以下としたのは、Ｃは熱延工程、熱延板
焼鈍あるいは中間焼鈍でγ−α変態に伴って（Ｃｕ　、
　Ｍｎ）　ｒ、　ａ　Ｓを微細に析出コントロールする
ために必要な元素ではあるが、Ｃが０．０８％以上を越
えると脱炭が困難になるからである。脱炭が不十分だと
、成品において著しい磁気特性の劣化を招（ことになる
。

Ｓｉを２．０〜４．０％としたのは、Ｓｉ　は素材の固
有抵抗を高め、方向性電磁鋼板の鉄損を向上させるため
に必要な元素であり、２．０％以下では良好な鉄損が得
られず、４．０％を越えると脆性が問題となり、冷間圧
延が不可能になるためである。

Ｍｎを０．０５〜０．０７％に限定したのは、ＭｎはＣ
ｕと共存して、（Ｃｕ　、　Ｍｎ）　＋、　ａ　Ｓの析
出コントロールを行う為に必要な元素で、Ｍｎが０．０
５％以下又は０．０７％以上になると、熱延工程、熱延
板焼鈍あるいは中間焼鈍工程での（Ｃｕ　、　Ｍｎ）　
ｌ＋　Ｂ　Ｓの適切なコントロールをすることが困難に
なり、目的とする低鉄損が得られなくなるからである。

従って、従来の広範な範囲のＭｎでは良好な特性が得ら
れず、特に厳しく限定したものである。

Ｃｕを０．０２〜０．２０％未満に限定したのは、Ｃｕ
は本発明を構成するための重要な元素で、０．０２％以
下になると（Ｃｕ　＋　Ｍｎ）　ｔ　−ａ　Ｓの必要な
析出量が確保できなくなり、０．２％以上になると、（
Ｃｕ　、　Ｍｎ）１．８ＳのＣＬＩとＭｎのバランスを
くずし、析出をコントロールするのが困難になると同時
に、熱延工程中に発生したミルスケールが酸洗しにく（
なり経済的でないこと、および脱炭性に問題を生ずるよ
うになるからである。（Ｃｕ　、　Ｍｎ）　＋、　ＩＩ
Ｓの析出コントロールを容易にするためにはＣｕ’０．
１〜０．１９％が好ましい。

Ｓをｏ、ｏｉｓ〜０．０３５％に限定したのは、０．０
１５％以下になると、（Ｃｕ　、　Ｍｎ）　１．　ａ　
Ｓの析出量が不足して、良好な特性が得られなくなるか
らであり、０．０３５％を越えると、（Ｃｕ　、　Ｍｎ
）　＋、　ｅ　Ｓの析出量が過多になると共に、Ｍｎ　
０．０５〜０．０７％の条件下で、熱間圧延での赤熱脆
性が問題となり、熱間圧延での割れが多発するためであ
る。

最終圧延の圧下率を５０〜８０％としたのは、５０％以
下では脱炭焼鈍後の表面層の再結晶集合組織において、
（１００）　〔ＯＯＩ：１方位粒が減少してくるために
、成品の磁束密度が劣化するからであり、８０％以上に
なると、２次再結晶が不安定になり、細粒の発生を招き
、磁気特性が著しく劣化するからである。磁気特性を良
好にする望ましい範囲は６０〜７０％である。

高温焼鈍における２次再結晶温度を８００〜９５０°Ｃ
に限定した理由は、２次再結晶温度が低い方がｃｏｓｓ
方位粒の［００１）方位の集積度が高まり、成品の磁束
密度が高くなり、良好な磁気特性が得られるが、低温で
２次再結晶させるためには長時間を要し、工業的に、経
済的に見合う可能な範囲として８００°Ｃ以上とした。

９５０℃以上になると二回圧延法の場合は磁気特性の劣
化が生ずるので好ましくなく、上限は９５０℃とした。

去隻炭 実施例Ｉ ＣＯ，０４５％、Ｓｉ３．２５％をベースに、Ｃｕ　、
　Ｍｎ　。

Ｓを表１に示すスラブ片Ａ−Ｆを１３００〜１４００℃
の温度に加熱し、仕上前面温度をＴｏｐ　　１１８０℃
、旧ｄｄｌｅ　　１１５０℃、Ｂｏｔｔｏｍ　　１１２
０℃、仕上後面温度を、Ｔ９８０℃、Ｍ　　１０００℃
、８　１０２０℃の熱延条件で熱延し、５００〜６００
℃の温度で巻取りホ・ノドコイル（２，５１宵）を製造
した。これらの熱延板を８５０℃Ｘ３ｍ１ｎの中間焼鈍
をはさむ２回冷延法で２次冷延を圧下率６５％で行ない
、０．３０＋＋ｍの最終板厚とし、８４０°ＣＸ３ｍ１
ｎの湿水素雰囲気中で脱炭し、高温焼鈍を６５０℃ｘｌ
Ｏｈ　＋　８７０℃Ｘ５０ｈ＋１１７０℃×２０ｈのサ
イクルで行い、第２表の様な結果を得た。Ｂ、Ｃの本発
明成分領域で著しく良好な鉄損が得られた。

第　　１　　表 第２表 実施例２ ＣＯ，０４３％、Ｓｉ３．２４％、Ｍｎ　　Ｏ，０６０
％、Ｃｕ０．１７％、Ｓ　Ｏ，０２６％の溶鋼を連続鋳
造法により２５０＋ｎ＋厚のスラブに鋳造し、これを１
３００〜１４００’ｃで加熱し、第３表に示す熱延条件
により、板厚２．５１のホットコイルを得た。これらの
熱延板を８５０℃Ｘ３ｍ１ｎの中間焼鈍をはさむ２回冷
延法で２次冷延を圧下率６５％で行ない、０．３０１１
の最終板厚とし、８４０℃ｘ３ｍｉｎの湿水素雰囲気中
で脱戻し、高温焼鈍を６５０℃Ｘ１０ｈ　＋８７０’Ｃ
Ｘ５０ｈ　＋１１７０℃×２０ｈのサイクルで行い、第
４表の様な結果を得た。本特許の熱延条件に条件で、著
しく良好な鉄損値が得られた。

第４表 実施例３ ＣＯ，０５４％、Ｓｉ３．４８％、Ｍｎ　　０．０５９
％、ＣｕＯ１１８％、Ｓ、　０．０２７％を含有する連
続鋳造した鋳片を、第３表のに条件で熱延して、２．　
’Ｏｎｍ厚みのホットコイルを得た。これを１０００　
”ＣＸ　８（ｌｓｅｃの熱延板焼鈍をした後酸洗し、０
．６’４ｍｍまで１次冷藺圧延を行った。次いで８５０
℃Ｘ３ｍ１ｎ（温水素雰囲気）＋１０００℃ｘ　ｌ　ｍ
１ｎ（乾水素雰囲気）の条件で中間焼鈍した後、最終冷
延を施し、板厚０．２３ｍｍに仕上げ、８４０°ＣＸ３
ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行った後、８００”ｃ以上を１０’
Ｃ／ｈで昇温し、１２００”ｃ　ｘ　１５　ｈ均熱する
高温焼鈍を行い、下記の結果を得た。

Ｈ＋７／５ｏ（Ｗ／ｋｇ）　　Ｈ＋＋ｚｓｏ（Ｗ／ｋｇ
）　　　　Ｂ＋ｏ（Ｔ）Ｔ　　　　Ｏ，９３〜０．９８
　　　０．４５〜０．４９　　　１．９０〜１．８８Ｍ
　　　　Ｏ，９４〜０．９８　　　０．４６〜０．５０
　　　１．８９〜１．８８Ｂ　　　　０．９４〜０．９
９　　　０．４６〜０．５１　　　１．８９〜１．８８
本例は、薄物材（０，２３ｍｍ）に本特許発明技術を適
用したもので、薄物材（０，２３ｗ以下）に特に有効な
作用があり、鉄損の向上が顕著である。

実施例４ ＣＯ，０５７％、Ｓｉ３．５］％、Ｍｎ　　Ｏ，０６０
％、ＣｕＯ，０１７％、ｓ　０．０２６％を含有する連
続鋳造した鋳片を、第３表のに条件で熱延して、２．Ｏ
ｍの厚みのホットコイルを得た。これを酸洗後冷間圧延
して１．２８龍板厚とし、１０００℃Ｘ　８０ｓｅｃの
焼鈍を行った後第２回目の冷間圧延を行い０．５１ｍｍ
となし、次いて８５０°ｃｘ３ｍｉｎ（湿水素雰囲気”
）　＋１０００℃×１ｍ１ｎ（乾水素雰囲気）の焼鈍を
施し、最終冷延を行い板厚０．１８＋ｕ＋に仕上げた。

次に８４０℃Ｘ３ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行った後、高温焼
鈍を６５０°ＣＸ１０ｈ＋８７０℃ｘ　５０　ｈ　＋　
１２００℃×２０ｈの３段サイクルで行い、下記の結果
を得た。

Ｗ　＋７ｚｓｏ（Ｗ／ｋｇ）　！４　＋＋１５ｏ（Ｗ／
ｋｇ）　　　ｌｌ＋ｏ（Ｔ）Ｔ　　　Ｏ，８９〜０．９
５　　０．４１〜０．４５　　１．９３〜１．９０Ｍ　
　　Ｏ，８９〜０．９４　　０．４１〜０．４５　　１
．９２〜１．９０Ｂ　　　０．９０〜０．９６　　０．
４２〜０．４６　　１．９２〜１．８９効果 本発明によると、二段冷延法による一方向性電磁鋼板の
製法を改良し、従来より低鉄損でかつ高磁束密度の製品
を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は０．１７％Ｃｕを含有する熱延板の硫化物分布
を示す金属顕微鏡写真、 第２図ａ−ｆは硫化物の同定結果写真であって、ａおよ
びｄは硫化物の析出状態を示す金属電子顕微鏡写真、ｂ
、ｅはそれぞれａ、ｄに対応する電子回折像、ｃ、ｆは
それぞれＥＤＸ分析像、第３図は熱延板集合組織の板厚
方向の変化を示すグラフ、 第４図は、Ｃｕ添加の有無、高温焼鈍サイクル、及び二
次冷延圧下率と磁気特性との関係を示すグラフ、 第５図＋ａｌ　−（ｄ）はＣｕ含有量および処理を変え
た場合の再結晶集合組織の変化を示す図面である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ０．０８％以下、Ｓｉ２．０〜４．０％、を基本
   成分とする珪素鋼スラブを熱間圧延してホットコイルと
   なし、熱延板焼鈍、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、脱
   炭焼鈍を行い、８００〜９５０℃で二次再結晶をさせる
   高温焼鈍を行う一方向性電磁鋼板の製造において、上記
   珪素鋼素材にＭｎ０．０５〜０．０７、Ｃｕ０．０２〜
   ０．２０％未満、Ｓ０．０１５〜０．０３５％含有させ
   、γ−α変態に伴う、５００Å以下の微細な（Ｃｕ、Ｍ
   ｎ）＿１＿．＿３Ｓを析出させた材料を上記最終冷延に
   供し、圧下率を５０〜８０％で行うことを特徴とする低
   鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法。 ２、前記熱延条件を、仕上前面温度を１１５０℃±５０
   ℃に、仕上後面温度を１０００℃±３０℃に制御するこ
   とを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の低鉄損一方
   向性電磁鋼板の製造方法。