JPS61190017A - 鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 - 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】 〔産業上の利用分野〕 本発明は一方向性珪素鋼板時に鉄損の極めて低い珪素鋼
板の製造方法に関するものである。

〔従来技術〕

一方向性珪素鋼板（以下、Ｇ、０．と略記する）は低磁
化力で高磁束密度且つ低鉄損が得られると共に安価であ
るという理由によって極めて重要な鉄心材料である。ま
た、省エネルギーの為にもＧ、０゜の低鉄損化が重要な
課題となっている。トランス鉄心の具備条件は時代の変
遷に関係なく高設計磁束密度で低鉄損、低騒音であるこ
とにかわりはない。

最近の技術の進歩によってＢｅ（磁化力８００ＡＴ／ｍ
における磁束密度を示し、（１１０）　（００１）方位
集積度の尺度となる）はかなり高いものが得られるよう
になっている。このように、素材のＢ、を高くすること
によって、トランスの小型化、低鉄損化、低騒音化が可
能となるのである。

本発明者らはＣ，Ｏ，の鉄損を減少させるために多くの
磁気物性的研究を行い、Ｇ、０．の鉄損減少効果は次の
要因によるものがほとんどであることを確認した。即ち
、■板厚方向に磁化成分をもつ還流磁区をできるだけ減
少させること、これは特に励磁磁束密度の高い場合、例
えばＷ＋、／Ｓ。（励磁１．７Ｔｅｓｌａ、　５０Ｈ２
における鉄損、ｗａｔｔ／ｋｇ）の減少に重要である、
■磁化に関与する活動磁壁（主として、１８０°磁壁お
よびスパイク状磁区）をできるだけ多くすること、これ
は、比較的低励磁、例えばＷ　、　、、、。の減少に特
に有効である。■試料内で磁化の程度にかたよりのない
こと、全体が一様に磁化されることによって局部的高励
磁による鉄損の増加を緩和できること、■板厚を薄くす
ること、板厚を薄くすることは、上記の還流磁区を減少
させることにも連なり、鉄損減少のためにきわめて重要
である、■素材の固有抵抗を増加させること、■介在物
等による磁壁のピンニング効果による鉄損増加をできる
だけ少なくすること、などである。

第１図は項目のについて説明したものであり、３％５ｉ
−Ｆｅ単結晶の張力下の鉄損、１８０°磁壁間隔および
還流磁区の面積率のβ角（（００１）軸の圧延面に対す
る傾き角度）依存性（板厚０．２０＋＋ｎ）を表示して
いる。

第１図において角度βが約２°のときに還流磁区の主磁
区中に占める面積率が小さくかつ１８０゜磁壁間隔が適
当にせまくなる理由によって鉄損が小さくなる。約２°
の傾きは、Ｂ　ｓ　＝　１．９８Ｔｅｓｌａ（２，９５
％Ｓｉで約５μｍのグラスフィルムが鋼板の片表面に付
いた状態）に相当する。即ち、Ｇ、０゜の鉄損を小さく
するためにはＢ８を現在の工業製品のＢ　ａ　６１．９
１Ｔｅｓｌａにくらべて、かなり高くする必要がある。

例えば、尖鋭な（１１０）　（００１）方位のみを２次
再結晶焼鈍において優先的に成長させることができるな
らばきわめて高いＢＳ（例えばβ＝０°）を実現するこ
とができる。幸いなことに、Ｇ、０．の２次再結晶焼鈍
はコイル状で行われその後通常コーティング乾燥及び形
状修正のため平坦化焼鈍が行われるので、尖鋭な（１１
０）　（００１）方位粒を核化、成長させることができ
るならば、工業製品において、各結晶粒の中に２°前後
の傾きを形成させることは、きわめて容易である。

第２図は鋼板表面を化学的に研磨した材料の圧延方向に
約１にぎ／　ｔｍ　”の張力を付加した状態での鉄損と
板厚の関係を示したものである。素材の８８が低い場合
（素材ａ）は最低鉄損となる板厚が存在するがＢ、が高
い場合（素材ｂ）は０．１ｆｉ以下の厚みに最低値があ
る。Ｇ、０．の工業的に生産可能な板厚限界は約０．１
　ｍｍと想像されるので、現在の６．０．よりもＢｌｌ
を高くかつ、板厚を極力薄くすることによって６．０．
の最低鉄損が得られることになる。

第３図はＳＥＭによるＧ、０．の交流磁化状態（ｂ）お
よび消磁状態＋ａｌの磁区図形を示したものである。

この図は全てのｉｓｏ’磁壁が同様に磁化に関与する状
態を示している。即ち板金体が一様に磁化し、磁化のか
たよりは全く生じていないことがわかる。

なお、ここで用いた試料は２．９５％Ｓ　ｉ　、　０．
１５■１厚、約５ｆ１間隔でレーザー照射しているもの
で、磁気特性はＢｅ　＝１．９８７．Ｖ／＋ｔ／５ｏ＝
０．５３ｗａｔｔ／ｋｇ、Ｗ＋ａｚｓｏ＝０．３０ｗａ
ｔｔ／　ｋｇ）であった。、ニー（ＤようなＮ化状態で
はきわめて低い鉄損が得られることは自明である。かか
る磁化状態はＧ、０．のＢ８を高くすることによっては
じめて可能となる。Ｂ８が掻めて高くしかも板巾方向（
圧延方向と直角方向）の結晶方位が同じであれば、各励
磁位相における磁化状態がほとんど同じとなり、磁束の
偏りが全く生じない低鉄損のための理想状態となる。

第４図は板Ｋ　Ｏ，３ｍにおけるＧ、０．中に含まれる
Ｓｉ量と鉄損の関係を示したものである。Ｓｉの高いほ
ど、固有抵抗が増加する。しかしながらＳｉが増加する
と脆性の問題があり、工業的には４〜４．５％が限界と
云われている。

このほかに、鋼中に介在物を含まないこと、鋼板とＧｌ
ａｓｓ−ｆｉｌｍの界面をできるだけ平滑にして、磁壁
ピンニングを減少させることが重要である。

本発明者らは上記に説明した各要件を出来るだけ同時に
満足することによって極めて鉄損の低いＧ、０．が得ら
れることを理想化されたラボ実験によって確認したが、
工業的に上記のような優れたＧ、０．を得ることは従来
技術では不可能であった。

〔発明が解決しようとする問題点〕

本発明は従来技術では得られなかった磁気特性の６．０
．即ち、Ｓｔ含有量が３％以上で、Ｂ８が１．９４Ｔ以
上、板厚０．３０ｍで鉄損Ｗ＋？／Ｓｏが０．９ｗ／ｋ
ｇ以下のＧ、０．を工業的に製造する方法を提供するも
のである。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は上記問題点を解決するため、次のような方法に
より成立っている。即ち、本発明は、Ｃ：０゜０２５〜
０．０７５％、Ｓｉ：３．０〜４．５％、酸可溶性Ａｌ
　：　０．０１０〜０．０６０％、Ｎ　：　０．００３
０〜０．０１３０％、Ｓ　：　　０．００７％以下、Ｍ
　ｎ　：　０．０８〜０．４５％、Ｐ：０．０１５〜０
．０４５％、Ｃｒ　：　０．０７〜０．２５％、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物よりなる一方向性珪素綱板用スラ
ブを１２８０℃を超えない温度に加熱した後、熱間圧延
により熱延板となし、次いで該熱延板に冷間圧延を施し
て最終板厚とし、得られた冷延板を脱炭焼鈍し、次いで
焼鈍分離剤を塗布した後、１次再結晶領域と２次再結晶
領域との境界部位の鋼板に２．５℃／ｃｍ以上の温度勾
配を与えながら２次再結晶焼鈍することを特徴とする。

上記の方法は本発明者らが尖鋭な（１１０）　（００１
）方位のみを極めて大きく粒成長させてＧ、０．成品の
Ｂｓを高くする方法、粒長径を大きくする方法、固有抵
抗の高い薄板をつくる方法等を組合せることによって完
成せしめたものである。

本発明によってえられた鋼板は、板厚０．３　ｔａｒで
Ｗ＋？／＄６が０．９　ｗａｔｔ／　ｋｇ以下の低鉄損
を有しく板厚０．２３＊ｎ以下では、Ｗｌ！／Ｓ。〈０
．４、ＷＩＴ／Ｓ。く０．８）、また、板厚０．３０鶴
以下（Ｗｌ？／Ｓ。＜０．９の場合）、および０．２３
鶴以下（Ｗ　１３ｙｓｏ　＜　０．９、Ｗ＋？／Ｓ。＜
　０．８　）で１．９４７以上の高いＢ、を有する。

以下、本発明の詳細な説明する。本発明者らはまず、素
材のＢ、を出来るだけ高くする研究を行った。

多くの研究者によって従来から行われいる高Ｂｆｉプロ
セスについて追試することから始めたが、その結果、Ｂ
ｓ　２１．９５７を工業的に安定して実現することは極
めて困難であるとの結論に達した。そこで、従来方式に
よる２次再結晶焼鈍方法をあきらめ、本発明者らが提案
した温度勾配下２次再結晶（特公昭５８−５０２９５号
公報で開示）を更に究明し、該方法によって工業的に８
８を１．９６Ｔ以上にすることの見通しが得られた。

即ち、約り℃／ａ１１以上の温度勾配下で２次再結晶焼
鈍することにより、尖鋭な（１１０）　（００１）方位
をもつ粒が優先的に成長し、コイル巾（圧延方向と直角
方向）全体をほとんど１個の２次再結晶粒で覆うことが
可能となった。しかしながら、全てのコイルでつねに上
記のような理想的高Ｂ、が得られるとは限らず、時には
第５図に示すように、コイルの上端から圧延方向と直角
の方向に成長した高配向粒が圧延方向に連なった綿状混
粒によって粒成長を阻止される場合があった。このよう
な場合には高いＢ、を得ることは困難であった。

（図中の数字は局所領域（３Ｘ９ｃｍ）のＢ、を示す。

） 次に０．３　ｔｍ以下の薄手鋼板の温度勾配を焼鈍を究
明した。第６図は、ＡＩＮ＋ＭｎＳをインヒビターとす
る２、３鶴厚熱延板からの１回冷延材を脱炭焼鈍後約５
℃／ｃｆｆＩの温度勾配下で２次再結晶焼鈍した試料の
各種板厚とＢ、の関係を示したものである。冷延圧下率
が９０％をこえると（０，２０ｍで９１．３％、０．１
５Ｍで９３．５％に相当する）２次再結晶がきわめて不
安定となり、Ｂ、が低下する。２次再結晶焼鈍時の温度
勾配を高くすることによってＢ、の低下傾向はかなり緩
和できるが、工業的には、コイル全体を高温度勾配下で
２次再結晶焼鈍することは困難であることが予想された
。

特開昭５８−２４３９６で示されるような粒界偏析型析
出物によってインヒビター効果を強化した場合は前者に
くらべて２次再結晶が安定する。しかしながら温度勾配
下で２次再結晶焼鈍した場合は粒成長抑制効果が太きく
Ｂｅを高くすることが困難であった。

以上述べた理由により特にＢ、の高い薄手Ｇ、０゜即ち
、鉄損の低いＧ、０．を製造することはほとんど不可能
であった。

本発明者らは上述の諸問題を解決するために更に多（の
研究を行った結果、線状細粒が生ぜず、かつ、板厚を薄
クシた場合でも不安定な２次再結晶を生じないＧ、０．
を製造する方法が見出されたのである。即ち、鋼成分と
して、特開昭５９−１９０３２５に開示している低Ｓ、
高Ｍｎ、Ｃｒ人等を特徴とする珪素鋼を対象とし、該ス
ラブを低温加熱することにより線状２次再結晶粒不良を
完全に解消し得ることを究明して従来に見られなかった
粒成長を可能ならしめ、かつ、Ｓｔ含有量を高めた場合
及び冷延圧下率を高めて薄手鋼板にした場合に発生する
２次再結晶不良も解消することができたのである。

次に、本発明に必要な製造工程の構成要件のうち、鋼成
分及びその限定理由について述べる。本発明で用いる溶
鋼は、その溶製方法として転炉、電気炉、平炉いずれで
も良いが、成分含有量は次の範囲に入る必要がある。

Ｃは０．０２５％未満になると二次再結晶が不安定にな
り、かつ二次再結晶した場合でも磁束密度（Ｂ＋＋で１
．８０Ｔ以下しか得られず）が悪いので０．０２５％以
上とした。一方、Ｃが多くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が
長くなり、経済的でないので０．０７．５％以下とした
。Ｓｉは４．５％を超えると冷延時の割れが著しくなる
ので４．５％以下とした。

又、３．０未満では製品厚０．３０１１１でＷｌ’ｌ／
Ｓ。が１．００以下の最高等級の鉄損が得られないので
３．０％以上とした。望ましくは３．２％以上である。

本発明では二次再結晶に必要な析出物としてＡＩＮを用
いる。したがって必要最低量のＡＩＮを確保するために
酸可溶性Ａｌとして０．０１０％以上、Ｎとして０．０
０３０％以上が必要である。酸可溶性Ａｆが０．０６０
％を超えると熱延板のＡＲＭが不適切となり、二次再結
晶が不安定になるので０．０６０−％以下とした。Ｎに
ついては、０．０１３０％を超えるとブリスターと呼ば
れる“鋼板表面のふくれ”が発生するので０．０１３０
％以下とした。

次に、本発明の特徴の一つはＳを０．００７％以下とす
ることにある。本発明者等は二次再結晶に必要な析出物
として、Ａ　ＩｌＮを用いる製造方法において、素材中
のＳｔ含有量が多いスラブを低温度で加熱、熱延した場
合に発生する二次再結晶不良をＳが助長することを見い
出した。

かかる現象はＳｉが４．５％以下の範囲であればＳ含有
量が０．００７％を超える場合特に明瞭に現われ、これ
以下では二次再結晶不良の発生が全くないことが判明し
た。

したがって、本発明では０．００７％以下を限定範囲と
した。このＳの影響の冶金的原因は正確には分らないが
、恐らくＳが増加すると二次再結晶に不適切なＡＩＭ析
出物が多くなるためと考えられる。Ｓが０．００７％以
下の範囲内ではＳ量が少ないほど二次再結晶が若干安定
するようであり、また溶鋼段階でＳを下げておけば、仕
上高温焼鈍時の脱Ｓ処理が容易によるので望ましい。現
状の溶製技術ではコストを高くせずにＳを容易に下げ得
る範囲として０．００１％以上が一般的である。

本発明の成分上のもう一つの特徴はＭｎ、Ｐにある。本
発明では、最高等級の鉄損を得るために素材中のＳｉ量
を３．０％以上とすることを目標としているが、この高
Ｓｔ材を低温スラブ加熱どその後の熱延を採用した場合
に発生する二次再結晶不良を低Ｓ化によって解決してい
る。したがって、二次再結晶に対する析出物としてのＭ
ｎＳの働きが無くなるので、得られる製品の磁束密度が
比較的に低い。本発明者等は、ＭｎとＰをそれぞれ適切
な量に制御することによって、Ｂ８として１．９４Ｔｅ
ａｌａ以上の磁束密度が安定して得られることを見い出
した。

Ｍｎ量が少なくなると二次再結晶が不安定になり、Ｍｎ
量が多くなると８８が高くなるが、一定収上添加しても
改善効果が無く、添加合金量が多くなり不経済である。

Ｐについては、少ないとＢ。

が悪く、多くなると、冷延時に割れる頻度が多くなり又
二次再結晶不良の発生割合が多くなる０以上の理由から
Ｂ、が１．９４Ｔｅｓｌａ以上の磁束密度で、かつ二次
再結晶が安定しており、割れ問題の少ない範囲としてＭ
　ｎ　：　０．０８〜０．４５％、Ｐ：０．０１５〜０
．０４５％を本発明範囲とした。

もう１つの特徴はＣｒの含有にある。本発明では上述の
ようにインヒビターとしてＡＪＮを用いることから、高
磁束密度を得るためは鋼中酸可溶性／ｌを厳密に制御す
る必要がある。本発明者らは適当量のＣｒを鋼中に含有
させることにより高磁束密度の得られる酸可溶性１量の
範囲が広がることを見い出した。Ｃｒが０．０２５％を
越えると効果の増加が見られず、むしろ脱炭焼鈍時の脱
炭速度が遅れるという問題が生じるので、上限を０．２
５％とし、０．０７％未満では上記効果が得られないの
で、下限を０．０７％とした。

次にスラブ加熱温度の限定理由について述べる。

本発明で限定した成分範囲の場合、スラブ加熱温度とし
て従来においては常識となっていた１３００℃を越える
高温加熱が必要ではなくなる。さらに、画期的なことに
同一磁束密度下の比較をした場合に、むしろスラブ加熱
温度の低いものほど鉄損が大巾に良いことを見出した。

すなわち、本発明の構成要件の一つである低温スラブ加
熱は、製造コストを下げ、そして連続鋳造鋳片を容易に
採用し得るという目標であると同時に、鉄損を向上させ
る手段ともなっているのである。

更に、本発明鋼のスラブ加熱温度を１３００℃以下にす
ることにより、２次再結晶焼鈍時に線状細粒が発生しな
いという現象の把握によって２次再結晶粒の長大化とい
う本発明の特徴を可能ならしめ得たのである。

上述の理由に基づき、スラブ加熱時のノロ発生のない温
度として、本発明では１２８０℃以下をスラブ加熱温度
の限定範囲とした。スラブ加熱の下限は特に決めないが
、１０５０℃より下ると熱延時の必要動力が大きくなり
、又鋼板形状も悪くなるので、工業的安定生産のために
は１０５０℃以上が望ましい。

本発明で用いるスラブは連続鋳造法によるもの、分塊法
によるもの、いずれでも良い。特に省力化、歩留向上の
他に、化学成分の均一化による成品長手方向の磁性均一
化の期待出来る連続鋳造スラブが望ましい。熱延板焼鈍
については、必ずしも必須としないが８５０℃〜１２０
０℃の温度範囲で短時間焼鈍するのが望ましい。

次に、本発明の特徴の他の１つである温度勾配下２次再
結晶焼鈍について説明する。１次再結晶焼鈍後二次再結
晶を目的とした高温焼鈍するわけであるが、この時の必
要条件は一次再結晶領域と二次再結晶領域の境界部位の
鋼板に２．５℃／値以上の温度勾配を与えながら二次再
結晶する必要がある。この−次再結晶領域と二次再結晶
領域の境界温度は成分、工程条件によって変化するが、
はぼ８２０〜１１００℃の範囲にある。２．５℃／ｃｍ
以上の温度勾配をつけることによりＢ、で１．９４７以
上の高い磁束密度が得られる。温度勾配が２．５℃／ｃ
ｍ未満では高い磁束密度を得ることができない。高温焼
鈍の型として箱型、連続型いずれでも良く、その勾配の
付与方法として例えば炉内に温度差をつけて昇熱するこ
とによって可能である。鉄損特性を良好にするため、温
度勾配下で二次再結晶完了させた後に純Ｈ２中で高温度
純化焼鈍すること°が普通である。

次に本発明を実施例に基づき更に詳細に説明する。Ｃ：
　０．０５３％、Ｓ　ｉ　：　３．２８％、酸可溶性Ａ
ｌ二０．０２７％、Ｔ、Ｎ　：　０．００７６％、Ｓ　
：　０．００６７％、Ｍｎ：０、１６４％、Ｐ　：　０
．０２８％、Ｃｒ：０．１２％、残部Ｆ、ｅおよび不可
避不純物よりなる一方向性電磁鋼板用連続鋳造スラブを
１２００℃で加熱後、熱間圧延により２．３鶴及び１．
８　ｍ厚の熱延板となし、次いで、該熱延板を１１４０
℃で連続焼鈍後、夫々２．３ｆｌ厚のものは０．２９０
ｍ、１．８ｆｌ厚のものは０．１９５ｍ、０．１７５ｍ
に冷延し、得られた冷延板を湿水素中で連続脱炭焼鈍し
、次いでＭｇＯを塗布し、乾燥後巻取り、各板厚のもの
をまとめて約５トンのコイルにした。

このコイルをＮｚ９０％十ＨｚｌＯ％を雰囲気中で温度
勾配下で２次再結晶焼鈍した。昇温速度は室温から６５
０℃まで５０℃／ｈｒ、　　６５０℃から１２００℃ま
で１０℃／ｈｒであった。

コイル全体を所定の温度勾配下で焼鈍するため焼鈍中に
コイルを上昇するようにした。即ち、コイルの上端面が
２次再結晶温度に到達するまで、該上端面を炉床と同一
高さになるように沈めておき、次いで該上端面が２次再
結晶し始めると、２次再結晶粒の成長速度に対応した速
度でコイルを上昇せしめた。この間温度勾配をつける目
的でべ−スプレート中に冷却ガスを流しコイル下部から
抜熱を行った。このような方法で焼鈍したコイルの、板
温か１０５０℃における温度勾配が約２．５℃／■以上
の領域のＢ８の平均は約１．９５Ｔであった。

このような方法で製造した材料の特徴は次のものである
。

（１）　　結晶粒の形状 第７図は本発明材の２次再結晶粒組成の１例を示したも
のである。各厚みにおいてコイル上端に発生した粒は圧
延方向と直角の方向に直線的に成長する。即ち、圧延方
向と直角の方向にきわめて長い結晶粒である。このよう
な結晶粒では、２次再結晶焼鈍時のコイルセットおよび
平坦化焼鈍によって生ずる微少方位変動（（００１）軸
の圧延面に対する傾き）以外はほとんど理想的Ｇｏｓｓ
方位に近いものである。即ちコイル上端から下端までほ
とんど同じ結晶方位であることを示すものである。

このような粒形状を有するＧ、０．は従来にないもので
ある。

（２）　　結晶方位および磁区模様 第８図は本発明材の結晶方位（ｂ）および磁区模様（ａ
）の１例を示したものである。前にのべたように、（０
０１）軸の圧延面に対する傾き角（β）が結晶粒内で変
化している。このβの絶対値の平均はほぼ２°に近いこ
とがわかる。一方、磁区模様はβの小さな領域はやや巾
が広いが、全体的に一様に狭い。即ち、コイルの上端か
ら下端までほとんど同じ磁区模様であることを示してい
る。

（３）強いグラスフィルムの鋼板におよぼす張力鋼板表
面に形成されるグラスフィルムによって鋼板に張力が生
じることは周知のことである。本発明材の場合は、この
張力が従来材にくらべてかなり大きい、即ち、０．３０
ｍ厚の鋼板で０．５ｋｇ／ｍ”以上、０．２０ｆｌ厚の
場合は０．９　ｋｇ　／　ｖａｎ　”以上である。

工業的には、このグラスフィルムの上にさらに、鋼板に
与える張力の大きな絶縁皮膜をコーティングする。従っ
て、コーテイング付着量を調節することによって両者の
張力を合わせて約２ｋｇ／　ｖｍ　”（０，２０ｍ厚）
の張力をひき出すことができる。

第９図は３．３％Ｓ　Ｌ　、　０．２０ｍ厚の本発明材
の鉄損におよぼす表面皮膜及び外部張力の影響を示した
ものでグラスフィルムと絶縁皮膜のある本発明材の鉄損
とグラスフィルムを完全に除去した本発明材の外部張力
下の鉄損とを比較している。グラスフィルムの除去によ
って鉄損は大巾に増加するが張力付加によって減少する
のがわかる。図中のＯ印はグラスフィルムを除去する前
の値である。

本発明材では１β１２２°　（図中に示しである）であ
り、かつ高張力なのではじめにのべたような理由（第１
．２図参照）で理想的低鉄損になっている。張力の増加
によって本発明材の鉄損の低減はさらに期待できる。本
発明材のように１β１？：３２°でありかつ張力のつよ
いグラスフィルムが付いている場合は磁区中がきわめて
狭くなりこれが低鉄損の主要因になっている。

（４）　　均一な磁化 第１０図、第１１図は本発明材（第１０図）および従来
材（第１１図）の磁化状態の相違を説明したものである
。第１０図において本発明材の結晶粒寸法は従来材にく
らべてきわめて大きいが（ａｌ、１８０°磁壁間隔はき
わめてせまいことを示している（ｂ）　＠　（Ｃ）　、
　（ｄ）は＋８）と同種の従来材の試料の消磁状［（０
）および磁化状態（ｄ）の磁区図形を示したものである
。本発明材の場合、多くの磁壁が一様に磁化に関与する
ことを示している（ｄ）。従って磁束の偏りがなく、低
鉄損の原因となる。一方、従来品は第１１図に示すよう
に粒寸法がきわめて小さいが（ａ）、磁壁間隔の大きさ
にバラウキが°あり山）、かつ磁化状態は本発明材とか
なり異なり、一様磁化とは云えない（ｄ）。例えば、同
じ位相でみると、はとんど飽和磁化したところとまた飽
和に達していないところがある。これは、同位相におけ
る磁束の偏りを示しとくに高励磁における鉄損増加の原
因となる。Ｂ、が高く粒寸法の大きいＧ、Ｏ，ではこの
ような非一様磁化は生じに＜＜、一様磁化は鉄損の増加
をさまたげることは明らかである。特に本発明材のよう
なコイル上端から下端まで同じ結晶粒、結晶方位を有す
る場合にはコイル全体が第１０図に示すような一様磁化
を行うことになる。このような特徴を有するＧ、０．は
従来存在しなかった。

（５）　　極めて低い鉄損値 本発明の以上の材料特性により鉄損値は極めて低い。

第１２図は本発明材と従来材（現在市販されている工業
製品の中でもっともすぐれたもの）の鉄損の比較を示し
たものである。各厚みにおいて、本発明材の鉄損が小さ
い。本発明材のＢ、は０．３０鰭厚で１．９４Ｔ以上、
０．２４　、０．２０　、０．１８鶴厚で各々１．９４
Ｔ以上である。鉄損は、板厚０．３鶴でｗ＋ｆｆｚｓ。

＜　０．９　ｗａｔｔｌ　ｋｇＳｏ、２３ｍ以下でＷｌ
？／Ｓ（１＜　０．８、Ｗ＋３／Ｓｏ　＜　０．４ｗａ
ｔｔ／　ｋｇである。特に薄手材テコのような低い鉄損
を有するＧ、０．は過去に存在しなかったものである。

なお、本発明材は上記（２）　、　（３１等で磁区中が
狭いことを特徴としているが、第１３図で示すようにレ
ーザー照射等による磁区中細分化による鉄損減少効果は
ほとんどない。レーザー照射による鉄損減少効果は８０
０℃の歪取焼鈍によって消失することは周知のことであ
る。この点からも、本発明材はレーザー照射等の磁区細
分化を必要としない優れたＧ、０．材である。

〈実施例１〉 Ｃ：　０．０６％、Ｓｉ：３．２３％、酸可溶性Ａ１：
０．０２７％、Ｔ、Ｎ　：　０．００８３％、Ｓ　：　
０．００５％、Ｍｎ：０．２４４％、Ｐ　：　０．０２
９％、Ｃｒ：０．１％、残部Ｆｅおよび不可避不純物よ
りなる一方向性電磁鋼板用連続鋳造スラブを１２００℃
で加熱後、熱間圧延により２゜３ｍｍ厚の熱延板となし
次いで該熱延板を１１４０℃で連続焼鈍後、０．２９０
ｍに冷延し、得られた冷延板を湿水素中で連続脱炭焼鈍
し、次いでＭｇＯを塗布し、乾燥した。このように処理
した巾２１（Ｊｌ（圧延方向に平行）×長さ８４ｃｍの
鋼板を１０枚積層し温度勾配下で２次再結晶焼鈍した。

この時の焼鈍方法は加熱炉が６帯に分かれた炉長１ｍの
炉に上記試料を挿入し、１０℃／ｈｒの昇温速度で加熱
し、各帯の温度を制御することにより６５０℃〜１１０
０℃の温度域のある試片部分に５℃／ｃｍの温度勾配が
つくように炉温を設定した。この場合の温度勾配の方向
は圧延方向に直角である。鋼板は引続き純化を目的に乾
燥Ｈｔ中で１２００℃Ｘ２０ｈｒ焼鈍した。このような
方法で製造した鋼板の粒組織及び温度勾配２次再結晶焼
における温度勾配の値と純化焼鈍後のＢｓ及び鉄損（い
ずれもグラスフィルム付き）の１例を第１４図に示す。

該図で判る通り、本発明の方法によれば鋼板の全長にわ
たり、線材細粒が全くないこと、かつＢ、が高（、ｗ＋
ｔｚｓｏがほぼ０．９　ｗａｔｔｌ　ｋｇという低鉄損
が得られることがわかる。

〈実施例２〉 実施例１と同様な２．３ｆｉ厚の熱延板を１１４０℃で
連続焼鈍後、０．２０　ｔｓに冷延し、得られた冷延板
を脱炭焼鈍板としたのちＭｇＯを塗布し、実施例１と同
じ方法で２次再結晶焼鈍し、かつ純化焼鈍した。

このような方法によって得られた鋼板の８８と鉄損の関
係の１例を第１５図に示す。図に示すように、本発明に
よるときわめて低い鉄損のえられることがわかる。例え
ばＷｌｌ／Ｓ。＝０．３５、ＷＩＴ／Ｓ。＝０．７０＠
ａｔｔ／ｋｇの低鉄損となることがわかる。このような
低鉄損は従来の一方向性珪素鋼板では得られたことのな
い鉄損である。即ち、本発明材の場合は、グラスフィル
ムがついた状態ですでに、レーザー照射した効果と同様
大巾な鉄損減少効果があることを示しているＢｅ　＞１
．９０Ｔの通常のＧ、Ｏ。

で上記のような性質を示した例がない。

〔発明の効果〕

本発明は従来方法では得られない高磁束密度極低鉄損の
特性を有する一方向性珪素鋼板を提供しうるものであり
、特に、薄手材にその特性を発揮すると共に磁区制御手
段を必要としないなど、その工業的効果は極めて大きい
。

【図面の簡単な説明】

第１図は（００１）軸の圧延面に対する傾き角βと鉄損
、１８０°磁壁間隔及び還流磁区の面積率との関係を示
す図、 第２図は鉄損と板厚の関係を示す図、 第４図は鉄損におよぼすＳｉ含有量の影響を表わした図
、 第５図は線状細粒により粒成長が阻止された状態を表わ
す奮漏延楕顕微鏡写真、 第６図は板厚とＢ、の関係を示した図、第７図は各板厚
における本発明材の２次再結晶粒組織を示した秦為組織
顕微鏡写真、 第８図は本発明材の磁区図形を表わす金属組織顕微鏡写
真（ａｌと結晶方位（ｂ）を示した図、第９図は鉄損と
励磁磁束密度との関係を示す図、第１０図は本発明材の
粒ｍ　ｍ　（ａｌ、ビッタ−法による磁区図形中）、走
査電顕による磁区図形消磁状態（Ｃ）、磁化状態（ｄ）
を夫々示す金属組織顕微鏡写真、第１１図は従来材の粒
組織（ａ）、ビッタ−法による磁区図形（ｂ）、走査電
顕による磁区図形、消磁状Ｂ（Ｃ）、磁化状態（ｄ）を
夫々示す金属組織顕微鏡写真、第１２図は本発明材と従
来材の鉄損と板厚との関係を示す図、 第１３図は本発明材のレーザー照射前（ａ）照射後（ｂ
）の鉄損値を示した図、 第１４図は本発明材の粒組織、Ｂ、及び鉄損を示す金属
組織顕微鏡写真、 第１５図は本発明材（薄手材）の鉄損と８８との関係を
示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：３．０〜４．５
   ％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０
   ．００３０〜０．０１３０％、Ｓ：０．００７％以下、
   Ｍｎ：０．０８〜０．４５％、Ｐ：０．０１５〜０．０
   ４５％、Ｃｒ：０．０７〜０．２５％、残部Ｆｅ及び不
   可避的不純物よりなる一方向性珪素綱板用スラブを１２
   ８０℃を超えない温度に加熱した後、熱間圧延により熱
   延板となし、次いで該熱延板に冷間圧延を施して最終板
   厚とし、得られた冷延板を脱炭焼鈍し、次いで焼鈍分離
   剤を塗布した後、１次再結晶領域と２次再結晶領域との
   境界部位の鋼板に２．５℃／ｃｍ以上の温度勾配を与え
   ながら２次再結晶焼鈍することを特徴とする磁束密度が
   高く、かつ鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法。