JPS62224635A - 表面性状の優れた低鉄損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） 低鉄損一方向性珪素鋼板、それもと（に薄手である場合
における表面性状改善と、さらに２次再結晶集合組織の
制御による磁束密度の向上に関連してこの明細書で述べ
る技術内容は、上記珪素鋼板の安定した工程における製
造を可能ならしめることについての開発研究の成果を提
案することにある。

（従来の技術） 一方向性珪素鋼板は変圧器、電気機器の鉄心材料として
利用できるもので磁束密度（Ｂ、。値で代表される。）
が高く、鉄損（Ｗｌｆｆ／Ｓ。値で代表される。）の低
いことが要求されている。

この目的の達成のために今までにおびただしい数の改善
がなされ、今日では磁束密度Ｂ１゜値１．８９Ｔ以上で
、鉄損Ｗ　＋　１７５０値１．０５Ｗ／ｋｇ以下の低鉄
損を有する一方向性珪素鋼板が製造されるようになった
。

しかしながらエネルギー危機を境にしてより鉄損の低い
一方向性珪素鋼板の製造が急務の問題となり、今日では
欧米を中心にして超低鉄損珪素鋼板についてはボーナス
を附するという制度（Ｌｏｓｓ−ｅｖａｌｕｔｉｏｎ　
ｓｙｓｔｅｍ）が普及して来ている。

このように鉄損値を著しく低くした一方向性珪素鋼板の
製造方法としては、最近に至り次のような方法が提案さ
れている。

すなわち、特公昭５７−２２５２号、特公昭５７−５３
４１９号、特公昭５８−５９６８号、特公昭５８−２６
４０５号、特公昭５８−２６４０６号、特公昭５ｇ−２
６４０７号ふよび特公昭５８−３６０５１号各公報に記
載されているように、最終仕上焼鈍における不適当な方
位の結晶粒の成長を抑制するためのインヒビターとして
ＡＩＮ析出相を利用し、かつ製品の一方向性珪素鋼板の
表面に圧延方向に対しほぼ直角にレーザービームを数ｍ
ｍ間隔で照射することによって鋼板表面に人工粒界を導
入し、この人工粒界によって鉄損を小さくする方法であ
る。

しかなからこの提案の人工粒界導入方法では局部的に高
転位密度領域を形成させであるため、このような処理を
行った製品は３５０℃程度以下の低温でしか安定に使用
できない問題がある。

止揚引用の如きＡＩＮ析出相を利用した一方向性珪素鋼
板の製造方法においては、インヒビターとしてＡＩＮと
共存させるＭｎＳを解離固溶させるために、熱間圧延前
のスラブ加熱を通常の鋼の場合よりも高温で行う必要が
あるが、このような高温でのスラブ加熱を施せば、スラ
ブ加熱時あるいは熱間圧延時に熱間割れを生じて製品に
表面欠陥が発生し易く、特に熱間加工性を阻害するＳｉ
の含有量が３，０％を越えれば製品の表面性状が著しく
劣化する。

この点、先に発明者らが特開昭５９−８５８２０号公報
に開示したように、ＡＩＮ析出相を利用した場合にＳｉ
含有量の高いＳｉ３．１〜４．５％の珪素鋼素材が、本
質的に高磁束密度で低鉄損の製品を得るに適した素材で
あることに着目し、その場合の欠点である表面性状の劣
化を解決する手段として熱延前の素材表面層にＭＯを濃
化させることにより、高Ｓｉ含有量でも表面性状を良好
になし得る。しかしこの新しい手法により製品の表面性
状は以前に比べて大幅に改善されたが、最近、低鉄損を
得るためとくに０．２３〜０．１７ｍｍ厚に薄手化した
製品に関しては、表面性状の向上効果が少なく大きな問
題として残されている。

これとは別にＡＩＮ析出相の利用は、木来強冷延−回法
によっているため、薄手化した製品を製造しようとする
と、二次再結晶粒が極めて不安定になり、Ｇｏｓｓ方位
に強く集積した２次再結晶粒を発達させることが困難で
あるという問題もあった。

ごく最近特開昭５９−１２６７２２号公報において、高
Ｓｉ含有量の下でＡＩＮ析出相を利用して薄手化した製
品を安定製造するためには、従来の一回の強冷延性を大
幅に変えた２回の冷間圧延をとくにＡＩＮのほかに小景
のＣｕとＳｎとを複合添加した組成の熱延素材に適用す
ることが開示された。

この手法は薄手化した製品の鉄損を安定して低下させる
のに効果的ではあるが、通常Ｓ１を増量した状況下では
スラブの高温加熱を必要とするので、やはり表面性状の
優れた製品を得ることが困難であるとと、さらに２次再
結晶粒の安定化のために小量のＳｎとＣｕを添加するた
め製品が大幅にコスト高となることのように、まだ解決
されるべき問題が多く残されている。

（発明が解決しようとする問題点） ところで一方向性珪素鋼板の鉄損を低下させる方法とし
ては、 ■珪素鋼中のＳｉ含有量を高めること、■製品板厚を薄
くする。

■鋼板の純度を高めること、 ■製品の２次再結晶粒のＧｏｓｓ方位集積度を低下させ
ないで細粒の２次再結晶粒を発達させることなどが基本
的に考えられている。

まず■に関してＳｉ含有量を通常の３．０％より増加し
たり、■に関して通常製品板厚０．３５．０．３０　ｍ
ｍより薄い０．２３．０．２０ａ＋ｍにすることが試み
られたが、いずれも２次再結晶組織が不均一となり、Ｇ
ｏｓｓ方位集積度が低下する問題が生じる。

加え■に従い通常よりもＳｉ含有量を増加させた場合、
熱間ぜい化が顕著となり、スラブ加熱あるいは熱間圧延
途中で熱間割れを生じ、製品の表面性状が著しく劣化し
てしまうことはすでに述べた。

一方において■の鋼板の純度向上又は■の方向性の改善
に関しては、現在極限と考えられる所まで来ている。例
えば現行製品の２次再結晶粒のＧｏｓｓ方位はすでに圧
延方向に平均３°〜４°以内に集積していて、このよう
に高度に集積した状況で結晶粒径をさらに小さくするこ
とは冶金学上きわめて困難とされている。

この発明は以上の事情を背景としすでに述べた従来技術
の最近の動向に鑑み、表面性状が極めて優れしかも鉄損
が著しく小さく、またさらに高磁束密度の薄手一方向性
珪素鋼板を工業的に安定してとくに有利に製造し得る方
法を提供することを目的とするものである。

（問題点を解決するための手段） 上記の目的は次のように成就される。

Ｓｉ　３．１〜４．５　ｗｔ％、 Ｍｏ　０．００３〜（１，１ｗｔ％、 酸可溶ＡＩ　０．００５〜０．０６ｗｔ％、モしてＳお
よびＳｅのいずれか１種または２種を合計量　で０．０
０５〜０．１ｗｔ％、を含有するスラブを熱間圧延して
熱延板とした後、圧下率１０〜６０％の１次冷間圧延を
施し、ついで中間焼鈍を経て、圧下率７５〜９０％の２
次冷間圧延を施し０．１〜０．２５ｍｍ厚の最終板厚に
仕上げ、この薄手冷延板を湿水素中で脱炭・１次再結晶
焼鈍するに際し、引続く高温仕上焼鈍を経た鋼板表面上
に異質微小領域区画の形成をもらたす処理を予め施して
おいて、高温仕上焼鈍に供することを特徴とする表面性
状の優れた低鉄損薄手一方向性珪素鋼板の製造方法（第
１発明〉。

Ｓｉ３．１〜４．５ｗｔ％、 Ｍｏ　０．００３〜０．１ｗｔ％、 酸可溶ＡＩ　０．００５〜０．０６　ｗｔ％、そしてＳ
およびＳｅのいずれか１種または２種を合計量で０．０
０５〜０．１ｗｔ％、を含有するスラブを熱間圧延して
熱延板とした後、圧下率１０〜６０％の１次冷間圧延を
施し、ついで中間焼鈍を経て、圧下率７５〜９０％の２
次冷間圧延を施し０．１〜０．２５ｍｍ厚の最終板厚に
仕上げた薄手冷延板を、湿水素中で脱炭・１次再結晶焼
鈍後、高温仕上焼鈍し、さらにこの鋼板表面上に異質微
小領域区画を形成することを特徴とする、表面性状の優
れた低鉄損薄手一方向性珪素鋼板の製造方法である（第
２発明）。

なお上記した中間焼鈍については、昇温過程、降温過程
とも５００〜９００℃間をとくに毎秒５℃以上にて加熱
又は冷却することが実施上好適である。

発明者らは、３．１〜４．５ｗｔ％の高珪素含有量の下
でのＡＩＮ析出相の利用による、薄手一方向性珪素鋼板
を製造する際、素材中に小量のＭＯを添加することによ
って表面性状の優れた製品が得られまた、急熱・急冷の
中間焼鈍を含む２回の冷間圧延法の採用によってきわめ
て安定した工程で低鉄損を有する一方向性珪素鋼板の製
造が可能であることを発見し、上記各発明を完成するに
至った。

まず、第１発明の完成を導いた実験的事例につき具体的
に説明する。

Ｃ０，０４７ｗｔ％、Ｓｉ　３，４３ｗｔ％、Ｍｏ　０
．０２２ｗｔ％、酸可溶ＡＩ　　０．０２８ｗｔ％、お
よびＳ　０．０２５ｗｔ％を含有する鋼塊（供試鋼Ｉ）
およびＣ０，０５５ｗｔ％、Ｓ１３．４５ｗｔ％、酸可
溶ＡＩ　０．０２６ｗｔ％、Ｓ　０．０２５ｗｔ％、Ｓ
ｎ　０．１２ｗｔ％およびＣｕ　０．０８ｗｔ％を含有
する鋼塊（比較鋼■）を何れも１４２０℃で４時間加熱
してインヒビターを解離・固溶した後、熱間圧延して２
．２ｍｍ厚の熱延板とした。

その後７０％以下の圧下率で１次冷間圧延を行った後、
１０７０℃で３分間の中間焼鈍を行った。この中間焼鈍
の際には５００℃から９００℃までの昇温は１０℃／Ｓ
の急熱処理を施し、また中間焼鈍後９００℃から５００
℃まで１５℃／Ｓの急冷処理を施した。

その後７０％〜９１％の圧下率で２法論間圧延を施して
０．２０ｍｍ厚の最終板厚の冷延板としてのち、８４０
℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施した。

その後鋼板表面上にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布して、とくに８５０℃〜１１００℃までの間を７℃
／ｈｒで昇温しで２次再結晶させた後、１２００℃で１
２時間乾水素中で純化焼鈍を施した。

そのときの製品の磁気特性および表面欠陥発生率（鋼板
表面上に存在する表面キズのブロック発生率を％で表示
）を第１図に示す。

第１図の・印に示すプロットから明らかなように素材中
にＭｏを含有する供試鋼■による製品は１次冷間圧延の
圧下率が１０〜６０％　（特に２０〜４０％）において
磁気特性が良好で、しかも製品の表面欠陥発生率が１．
５％以下（１次冷間圧延の圧下率が２０〜５０％の範囲
において０．５％以下となる）であることが注目される
。

これに対して従来通りの組成の比較鋼■による製品の磁
気特性は同図○印のプロットに明らかなようにＢ１０値
、Ｗ　Ｉ　ｆｆ／Ｓ　Ｏ値共に供試鋼Ｉによる場合より
も若干悪く、とくに製品の表面欠陥発生率は６〜１８％
と極端に高い。

次にＣ０，０５３％、Ｓｉ　３．４４％、Ｍｏ０．０２
５％、酸可溶Ａｌ０．０３０％、８０．０２１％を含有
する鋼塊（供試鋼■）を１４４０℃で３時間加熱してイ
ンヒビターを解離・固溶した後、熱間圧延して２．２＋
ｎｍ厚の熱延板とした。

その後圧下率約４０％の１次冷間圧延を施した後１０５
０℃で３分間の中間焼鈍を行った。この中間焼鈍の際に
は５００℃から９００℃までの昇温速度、中間焼鈍後の
９００℃から５００℃のでの冷却速度を何れも１℃〜１
００℃までの範囲で実験を行った。

中間焼鈍後の鋼板は圧下率約８３％の２法論間圧延を施
して０．２３ｍｍ厚の最終冷延板とし、その後８５０℃
の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施した後、鋼板表
面上にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後８
５０℃から１１００℃まで１０℃／ｈｒで昇温しで２次
再結晶させた後、１２００℃で１０時間乾水素中で純化
焼鈍を行った。そのときの製品の磁気特性を第２図に示
す。

第２図から明らかなように中間焼鈍時に５００℃から９
００℃までの昇温速度及び中間焼鈍後の９００℃から５
００℃までの冷却速度を５℃／Ｓ以上なかでも１０℃／
Ｓ以上とした場合において著しく磁気特性の優れた製品
を得ることができる。

このような中間焼鈍時の急熱・急冷処理による特性向上
の理由は発明者らが既に特開昭５９−３５６２５号公報
（前出）に開示したと同じように（１１０）＜００１＞
方位の集合組織を優先的に発達させるのに有利なためと
考えられる。なお、さきに触れたように特開昭５９−１
２６７２２号公報における、冷延２回法のＡＩＮ析出相
利用による薄手一方向性珪素鋼板の製造方法では、従来
の強冷延１回法の際における均−化焼鈍後の急冷処理に
よるＡＩＮの微細析出処理を、１次冷間圧延後の中間焼
鈍後の冷却過程に援用するにすぎないのに反してこの発
明では、中間焼鈍後の急冷のみならず、中間焼鈍の昇温
過程における急熱との組合せにつき、とくにＭｏを含有
する場合に限ってすぐれた磁気特性が得られることを新
たに解明したものである。

更に上記条件を考慮して以下のような実験を行った。

Ｃ０，０４９％、Ｓｉ　３．４２％、Ｍｏ　０．０２５
％、酸可溶ＡＩ０、０２５％、３０．０２５％を含有す
る鋼塊（供試鋼■）、Ｃ０，０４９％、Ｓｉ　３．４６
％、酸可溶ＡＩ　０．０２５％、Ｓ０．０２５％、Ｓｎ
０．０５％、Ｃｕ０．１％を含有する鋼塊（供試鋼ＩＶ
）　、Ｃ０．０４８％、Ｓｉ　３．４３％、酸可溶ＡＩ
０、０２６％、３０．０２４％を含有する鋼塊（供試鋼
Ｖ）を何れも１４２０℃で４時間加熱してインヒビクー
を解離・固溶した後、熱間圧延して２．０ｍ［［ｌ厚の
熱延板とした。

その後約５０％の圧下率で１法論間圧延を行った後、１
０５０℃で３分間の中間焼鈍を行った。この中間焼鈍の
際には５００℃から９００℃までの昇温は加熱速度１１
℃／Ｓで急熱処理し、また中間焼鈍後９００℃から５０
０℃まで冷却速度１５℃／Ｓで急冷処理した。

その後約８０％の圧下率で２法論間圧延を施し０゜２０
ｍｍ厚の最終冷延板としたが、冷間圧延の途中で約３０
０℃の温間圧延を施した。

その後鋼板表面を脱脂した後８４０℃の湿水素中で脱炭
・１次再結晶焼鈍を施した。その後鋼板表面上にＭｇＳ
Ｏ２の希薄水溶液（８０℃で０．　（ｌ１ｍｏｌ／ｌ）
をスプレーで圧延方向に直角方向に７胴間隔で０．７ｍ
ｍ幅で塗布乾燥した後、鋼板表面上にＭｇ［ｌを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布した後８４０℃から１０５０℃
まで８℃／ｈｒで昇温しで２次再結晶させた後、１２０
０℃で１０時間乾水素中で純化焼鈍を施した。また比較
のために脱炭・１次再結晶焼鈍後鋼板表面にｉＡ　ｇ　
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布したあと、２次再結
晶および純化焼鈍を施す通常工程材も同時に実験を行っ
た。

そのときの製品の磁気特性および表面欠陥発生率（鋼板
表面上に存在する表面キズのブロック発生率を％で表示
）表１に示す。

表１から明らかなように素材中にＭｏを添加した供試鋼
■による製品の磁気特性は、ｅｔａ値が１、９４ｊ　、
　Ｌ　ｔｌｓｏ値が０．７７〜０．８５Ｗ／ｋｇと良好
で、製品の表面欠陥発生率も０．６％〜０．９％である
。これに対して従来組成の供試鋼■およびＶの製品の磁
気特性はＢ＋ｏ値１．９３Ｔ、　Ｌ７／ｓｏ値０．８３
〜０．９２１１ｉ／ｋｇで、ＭＯ添加材よりも悪く、か
つ製品の表面欠陥発生率は８．７〜１１．２％と極端に
高い。

次に脱炭１次再結晶焼鈍板表面上にＭｇＳＯ４の希薄水
溶液をスプレーで圧延方向に直角に７ｍｍ間隔に０．７
ｍｍ幅で塗布したときの磁気特性はＭｏを添加した供試
鋼■の場合において鉄損はＷ　＋　７／Ｓ　Ｏ値で０、
７７Ｗ／ｋｇと極端に良好である。また、従来組成の供
試鋼■および■の製品の磁気特性にふいてもＭｇＳＯ４
の希薄水溶液を塗布した工程では通常工程（比較材）に
比較して鉄損が０．０６〜０．０９Ｗ／ｋｇ程度良好で
ある。

これらの実験例から製品の磁気特性と表面性状が共に優
れた低鉄損薄手一方向性珪素鋼板を製造するには高珪素
材中に小量のＡＩとＭｏとｓｂの複合添加を行うこと、
冷延２回法を採用すること、そして最終冷延板表面上に
特定した元素を含有する希薄水溶液又は懸濁液塗布で区
画形成することの結合によって達成されることを示して
いる。

これらの一部の構成はすでに特開昭６０−８９５２１号
公報に開示したように脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板表
面上に、圧延方向とほぼ直角に脱炭促進領域あるいは脱
炭遅滞領域とを交互区画して不均質の２次再結晶粒を発
達させることによる鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造
方法として発明者らが提案しているところであるが、こ
れを最終冷延板表面塗布前に急熱・急冷の中間焼鈍を含
む冷延２回法を用いることにより、とくに２次再結晶粒
の安定成長を図ることができる。

次にＣ０，０５３％、Ｓｉ　３．３９％、Ｍｏ０．０２
６％、酸可溶Ａｌ　０．０２３％、Ｓ　０．０２３％を
含有する鋼塊を１３８０℃で６時間加熱してインヒビタ
ーを解離・固溶した後、熱間圧延して２．０１０１１１
厚の熱延板とした。

その後９７０℃で３分間の中間焼鈍をはさんで２回の冷
間圧延（１法論間圧下率は５０％、２次冷間圧下率８０
％）で０．２０ｍｍ厚の最終冷延板とした。この中間焼
鈍の際には５００℃から９００℃までの昇温は加熱速度
１２℃／Ｓで急熱処理し、また中間焼鈍後９００℃から
５００℃まで冷却速度１３℃／Ｓで処理した。

その後８３５℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施
した後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後
、８５０℃から１０℃／ｈｒで昇温しで２次再結晶させ
た後１２００℃で８時間水氷素中で純化焼鈍を施した。

その後パルスレーザ−を用いて圧延方向に直角方向に線
状（線幅０．３ｍｍ幅）にｇｍｍ間隔で照射した後酸洗
処理してレーザー照射位置の地鉄の１部を除去した後５
ｂＣ１ａの溶液（８０℃、０．Ｏ１ｍｏｌ／１）中に浸
漬後、リン酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁
被膜を形成させた後８００℃で３時間の歪み取り焼鈍を
兼ねた回復・再結晶焼鈍を行った。

そのときの製品の磁気特性はＢ１ｏ値１．９４Ｔ。

Ｗ　＋　７／Ｓ　Ｏ値０．７８Ｗ／ｋｇで、表面欠陥発
生率ＣＲ１ｆｉ表面上に存在する表面キズのブロック発
生率を％で表示）は１．３％と非常に良好であった。

これらの一部の構成はすでに特開昭６０−２５５９２６
号公報に開示しであるように、仕上焼鈍あるいは仕上焼
鈍後絶縁被膜を施した一方向性珪素鋼板の一部を除去し
て不均質な領域を区画形成させることによって鉄損の優
れた一方向性珪素鋼板を安定して製造することができる
。

以上のようにこの発明は、素材中にＭｏを添加すること
、冷延２回法を採用すること、中間焼鈍において昇温・
降温速度に制限を加えること、そして脱炭・１次再結晶
焼鈍後あるいは仕上焼鈍後の鋼板上に異質微小領域区画
を形成させることによって、安定した工程で良好な鉄損
と表面性状とを有する一方向性珪素鋼板の製造が可能で
あることを見出した点で前掲した先行技術とは発想の基
本を異にし、またそれらの工程の採用によって得られる
効果も従来に比べてはるかにすぐれている。

（作　用） 各発明において、Ｓｉは前述したとあり珪素鋼板の電気
抵抗を高めて過電流損を減少させるのに有効な元素で、
とくに薄手製品の鉄損を減少させるため３．１ｗｔ％以
上とする必要がある。しかしＳｉ含有量が４．５ｗｔ％
を越えると冷間圧延の際の脆性割れが生じ易くなるから
、Ｓ１含有量を３．１〜４．５ｗｔ％の範囲とした。な
お従来のＡＩＮをインヒビターとして利用する通常の一
方向性珪素鋼板のＳｉ含有量は２．８〜３．Ｑｗｔ％程
度であり、またＳｉを増加させた場合、第１図に示した
供試鋼Ｉ、■のように製品の表面性状が著しく劣化する
が、第１．第２各発明において素材中に０．００３〜０
．１ｗｔ％のＭＯを添加することによって表面欠陥発生
防止が可能となったものである。

この素材中に添加するＭＯ量は０．００３ｗｔ％未満で
は磁気特性向上ならびに表面欠陥発生の防止力が弱く、
また０、１％をこえると脱炭時に鋼中の脱炭を遅らせる
ため０．００３〜０．　１ｗｔ％の範囲に限定すべきで
ある。

ＡＩは鋼中に含まれるＮと結合してＡＩＮの微細析出物
を形成し、強力なインヒビターとして作用する。と（に
薄手一方向性珪素鋼板の製造においてＧａ５５方位に強
く集積した２次再結晶粒を発達させるためには０．００
５〜０．０６ｗｔ％の範囲の酸可溶ＡＩが必要である。

酸可溶式ｌが０．００５ｗｔ％未満ではインヒビクーと
してのＡＩＮ微細析出物の析出量が不足し、（１１０）
＜００１＞方位の２次再結晶粒の発達が不充分となり、
一方０．　Ｑ（３ｗｔ％を越えれば再び（１１０）　＜
００１＞方位の２次再結晶粒の発達が著しく悪くなる。

Ｓ、　ＳｅはＡＩＮとともにＭ　ｎ　Ｓ　もしくはＭｎ
Ｓｅの分散析出相を形成してインヒビター効果を増進さ
せる。

ＳまたはＳｅは合計量で０．００５ｗｔ％よりも少なけ
ればＭｎＳまたはＭｎＳｅによるインヒビター効果が弱
く、一方今計量で０．　１ｗｔ％を越えれば熱間および
冷間加工性が著しく劣化するから、Ｓ、　Ｓｅの１種ま
たは２種は合計量で０．００５〜０．　１ｗｔ％の範囲
内とする必要がある。なおこのような合計量範囲内にお
いても、Ｓが０．００５ｗｔ％より少ない場合もしくは
Ｓｅが０、００３ｗｔ％より少ない場合にはそれぞれイ
ンヒビター効果が不足し、一方それぞれ０．Ｑ５ｗｔ％
を越えれば熱間および冷間加工性が劣化するから、Ｓは
０．００５〜０．０５ｗｔ％の範囲内、Ｓｅは０．００
３〜０．０５ｗｔ％の範囲内とすることが望ましい。

各発明の方法に適合する素材としては、上述のように３
．１〜４．５％の８１を含有しかつ小量のＭｏとＡＩと
ＳおよびＳｅを含有している必要があるが、その他通常
の珪素鋼中に添加される公知の元素の存在を妨げるもの
ではない。

例えばＭｎは０．０２〜２ｗｔ％程度含有されているこ
とが好ましい。

またＣはＡＩＮの微細析出に関連して、熱延板焼鈍中に
鋼板の一部にＴ変態を生ぜしめるために必要であり、こ
の発明のＳｉ含有量３．１〜４．５’ｗｔ％の範囲では
Ｃ含有量は０．０３０〜０．０８０ｗｔ％程度が適当で
。

ある。

さらに通常の珪素鋼中に添加さることのある公知の一次
再結晶粒成長抑制剤としてのＳｎ、　Ｃｕ、　Ｂのいず
れか１種あるいは２種以上を合計量で０．２ｗｔ％以下
含有しても良い。その他Ｃｒ、　Ｔｉ、　Ｖ、　Ｚｒ。

Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｏ、　Ｎｉ、　Ｐ、　Ａｓ等の一般
的な不可避的元素が微量含有されることは許容される。

次にこの発明の一連の製造工程について説明する。

先ずこの発明の方法に使用される素材を溶製する手段と
しては、ＬＤ転炉、平炉その他の公知の製鋼方法を用い
ることができ、また真空処理、真空溶解を併用しても良
いことは勿論である。

またスラブ作成の手段としても、通常の造塊−分塊圧延
法のほか、連続鋳造も好適に用いることができる。

上述のようにして得られた珪素鋼スラブは公知の方法に
より加熱後、熱間圧延に附される。この熱間圧延によっ
て得られる熱延板の厚みは後続の冷延工程における圧下
率によっても異なるが、通常１．５〜３．０＋＋ｏｎ程
度が望ましい。

この発明では表面性状の良好な珪素鋼板を得るために素
材中に小量のＭａを添加することを必要条件とするが、
その他発明者らが特開昭５９−８５８２０号公報で開示
したように熱延終了後までに表面にＭＯ化合物を塗布す
る等の手段によって鋼板表面層にＭｏを濃化させる手段
の併用も勿論可能である。

熱間圧延を終了した熱延板には、次に１法論間圧延が施
されるが、１次冷延の前に場合によっては熱延板中のＣ
の微細均一化分散を図るため９００〜１２００℃の温度
範囲で均一化焼鈍を行った後急冷処理を施される。

１法論間圧延の際の圧下率は、製品板厚によって若干異
なるが、この発明で良好な特性を有する薄手製品を得る
には第１図から明らかなように１０〜６０％　（望まし
くは２０〜５０％）に限定される。

次の中間焼鈍は９００〜１１００℃の温度で３０秒〜３
０分間程度の焼鈍を施すが、良好な磁気特性を安定して
得るためには、５００℃から９００℃の昇温そして中間
焼鈍後の９００℃から５００℃の降温を５℃／Ｓ以上な
かでも１０℃／Ｓ以上にすることが望ましい。この急熱
急冷処理は通常の連続炉あるいはバッチ炉等公知の手法
を用いて良い。

次の２法論間圧延は第１図、第３図から明らかなように
７５〜９０％の圧下率で適合し、最終冷延板厚０．１〜
０．２５胴厚に仕上げる。

各発明では薄手高磁束密度電磁鋼板の製造を目的とした
ものであり、熱延板の板厚１．５〜３．Ｏｎ＋ｍ厚程度
で、第１図、第３図に示す冷間圧延および２法論間圧延
の各圧下率において０．１〜０．２５＋ｎｍ厚の薄手最
終冷延板に仕上げることにより、特性の良好な鋼板が得
られる。

この時、特公昭５４−１３８６６号公報に開示されてい
るように複数パス間に５０〜６００℃の時効処理を行っ
てもよい。

このようにして０．１〜０．２５ｍｍの薄手の板厚とさ
れた冷間板に対しては、７５０〜８７０℃程度の温度範
囲において一次再結晶を兼ねる脱炭焼鈍を施す。

この脱炭焼鈍は通常は露点＋３０〜６５℃程度の湿水素
ガス雰囲気あるいは水素・窒素混合ガス雰囲気中で数分
間行えば良い。

次いで脱炭焼鈍後の鋼板に対しＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施して（１１０）　＜０
０１＞方位の２次再結晶粒を発達させる。

この仕上焼鈍の具体的条件は従来公知のものと同様であ
れば良いが、通常は１１５０〜１２５０℃まで３〜ｂ 達させた後、乾水素中で５〜２０時間の純化焼鈍を行う
ことが望ましい。

ついで最終冷延を終えて、製品板厚に仕上げた鋼板につ
き、表面脱脂後、脱炭・１次再結晶焼鈍処理が施される
が、第１発明ですべにのべたように、脱炭・１次回結晶
焼鈍後鋼板表面上に異質微小領域の区画を形成すること
によって低鉄損の一方向性珪素鋼板を製造することがで
きる。

この鋼板表面上に異質微小領域の区画を形成する方法は ■鋼板表面上にレーザー、放電加工、ケガキあるいはボ
ールペン状の小球による局所位置に微小歪を導入あるい
は異張力の働く領域（特公昭５４−２３６４７号、特公
昭５８−２９６８号、特開昭６０−８９５４５号、特願
昭５９−２６１７４０号および特開昭５７−１８８１０
号公報参照） ■鋼板表面上に局所位置に熱処理による鋼板表面上で温
度ムラを作る（特開昭５９−１００２２１号、特開昭６
０−１１４５１９号　、特開昭６０−１０３１２０号お
よび特開昭６０−１０３１３２号公報参　照）等を用い
ることができる。

このような処理をした後、鋼板表面上にはＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施して（１１
０）　＜００１＞方位に強く集積した２次再結晶粒を発
達させる。この仕上焼鈍の具体的条件は従来公知の焼鈍
方法と同様であれば良いが、通常は１１５０〜１２５０
℃まで３〜ｂ 温しで２次再結晶粒を発達させた後、乾水素中５〜２０
ｈｒのは純化焼鈍を行うことが望ましい。

仕上焼鈍後の鋼板表面上のフォルステライト質被膜上に
は確実な絶縁を保証するため絶縁被膜が施されるが、第
２発明ですでにのべたように、仕上焼鈍を施した鋼板表
面上に異質微小の区画を形成することによって低鉄損の
一方向性珪素鋼板を製造することができる。

この場合特公昭５７−２２５２５号、特公昭５７−５３
４１９号、特公昭５８−５９６８号、特公昭５８−２６
４０５号、特公昭５８−２６４０６号、特公昭５８−２
６４０７号および特公昭５８−３６０５１号各公報で開
示されたレーザー照射法による人工粒界導入法では低温
でしか安定使用できないという欠点を有しているため、
高温の歪み取り焼鈍を行っても磁気特性が劣化しない方
法による鋼板表面上に不均質領域を区画形成する方法を
採用する必要がある。

高温焼鈍を施しても磁気特性が劣化しない不均質領域の
区画形成方法は ｄ鋼板表面上のフォルステライト被膜の厚みの異なる領
域を区画形成する（特開昭６０−９２４７９号参照）ｂ
フォルステライト被膜の上に異種の張力コーティングを
区画形成する（特開昭６０−１０３１８２号公報）Ｃ上
述したようにレーザー等を用いてフォルステライト被膜
を局部的に除去した後、その局所領域を回復・再結晶さ
せて不均一２次再結晶粒を区画形成する（特開昭５９−
１００２２２号公報参照）等を用いることができる。

さらにこのような処理した上に確実な絶縁性を保証する
ためにりん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁
被膜の塗布焼付を行うことが、１００万にνＡにも上る
大容量トランスの使途において当然に必要であり、この
絶縁性塗布焼付層の形成の如きは従来公知の方法をその
まま用いて良い。

このような絶縁被膜を形成させた後、６００℃以上の温
度で歪み取り焼鈍が施され、この発明の上記の製造方法
はこのような高温焼鈍を施しても磁気特性の劣化が起こ
らないのが特徴である。

実施例Ｉ Ｃ０．０５４％、Ｓｉ３．３６％、　Ｍｏ　０．０２４
％。

、　　酸可溶ＡＩ　０．０２５％、　Ｓｅ　０．０２０
％を含有する連鋳スラブを１４２０℃で４時間加熱後、
熱間圧延して２．２胴厚の熱延板とした。その後約４０
％の１法論間圧延を施して後、１１００℃で２分間の中
間焼鈍を施した。この中間焼鈍の際には５００℃から９
００℃までを１２℃／Ｓの急熱処理および中間焼鈍後９
００℃から５００℃までを１８℃／Ｓで急冷処理を施し
た。その後約８３％の２次冷延を施して０．２３＋ｎｍ
厚の最終冷延板としたのち、８４０℃の湿水素中で脱炭
・１次再結晶焼鈍を施した。

この後パルスレーザ−を用いて圧延方向に直角方向に線
状（線幅０．３＋ｎｍ幅）に８ｍｍ間隔で照射した後こ
のレーザー照射位置に５ｎＣ１３（０，０１ｍｏｌ／１
．９０℃）溶液を塗布した。

その後鋼板表面上にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布した後８５０℃からＬｏｔ／ｈｒで１１００℃まで
昇温しで２次再結晶させた後１２００℃で１５時間乾水
素中で純化焼鈍した。

その後リン酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁
被膜を焼付処理した後８００℃で２時間の、歪み取、り
焼鈍を施した。そのときの製品の磁気特性および表面性
状は次のようであった。

磁気特性はＢｌｏ　１．９４Ｔ　５ＬＩ７ｙｓｏ　０．
７９Ｗ／ｋｇ　１表面性状は表面欠陥のブロック発生率
で０．８％と非常に良好であった。

実施例２ Ｃ０．０５６％、Ｓｉ３，４１％、　Ｍｏ　０．０２５
％。

酸可溶ＡＩ　０１０３０％、　Ｓｅ　０．０２０％、Ｓ
ｎ０．１％、Ｃｕ０．１％を含有する連鋳スラブを１４
３０℃で４時間加熱後、熱間圧延して２．２ｍ［１１厚
に仕上げた。その後約４０％の１法論間圧延を施した後
、１０５０℃で５分間の中間焼鈍を行った。この中間焼
鈍の際には５００℃から９００℃までを１５℃／Ｓの急
熱処理および中間焼鈍後９００℃から５００℃までを２
０℃／Ｓの急冷処理を施した。次に約８５％の２次冷延
を施して０．２０印厚の冷延板としたが、この冷間圧延
の際には２５０℃で温間圧延を施した。その後８５０℃
の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、次いでＭｇ
Ｏを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから８５０℃から
１１００℃まで８℃／ｈｒで除熱したのち、水素雰囲気
中で１２００℃、１０時間の純化焼鈍を施した。

その後鋼板表面上に圧延方向に直角方向に０．５ｍｍ幅
、３　ｍｍ間隔にケガキを導入した後、リン酸塩とコロ
イダルシリカを主成分とする絶縁被膜を焼付処理し、８
００℃で５時間の歪み取りと回復・再結晶焼鈍を施した
。

得られた製品の磁気特性および表面性状は次のようであ
った。

磁気特性Ｂ、ｏ　１．９４Ｔ　、　Ｌ７ｙｓｏ　０．７
６Ｗ／ｋｇ　、表面性状の表面欠陥のブロック発生率は
１．１％できわめて良好であった。

実施例３ ００１０５３％、Ｓｉ３．３８％、　Ｍｏ　０．０２６
％。

酸可溶Ａｌ　０．０３０％、　Ｓ　０．０２８％を含有
する連鋳スラブを１４００℃で５時間加熱後熱間圧延し
て２．０ｍｍ厚に仕上げる。

その後９８０℃で３分間の中間焼鈍をはさんで２回の冷
間圧延（１法論延率二６０％、２次冷延率；７５％）を
施して０．２３ｍｍ厚さの最終冷延板とした。なおこの
中間焼鈍の際には５００℃から９００℃まで１３℃／Ｓ
、９００℃から５００℃まで１５℃／Ｓの急熱冷処理し
た。その後８４０℃の湿水素中で脱炭を兼ねた１次再結
晶焼鈍を施した後鋼板表面上に圧延方向に直角方向に０
．５ｍｍ幅、３ｍｍ間隔にケガキを導入した後、その位
置に５ｂＣ１３（０，０１ｍｏｌ／１　、８０℃溶液）
を塗布した。その後ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布した後８５０℃から１０５０℃まで８℃／ｈｒで昇
温しで２次再結晶させた後１２００℃で１０時間乾水素
中で純化焼鈍を施したのち、絶縁被膜を形成した。その
ときの製品の磁気特性および表面性状は次のようであっ
た。

磁気特性Ｂ＋ｏ’１．９４Ｔ　、　　Ｗ＋ｔｚ５ｏ：０
．７７Ｗ／ｋｇ表面性状の表面欠陥のブロック発生率は
１．３％できわめて良好であった。

（発明の効果） 以上の説明で明らかなように本発明の方法によれば８１
０が１．９２Ｔ以上で、鉄損が０．８５Ｗ／ｋｇ　（０
，２３ｍｍ厚）以下の鉄損で、しかも製品の表面性状が
極めて優れた薄手一方向性珪素鋼板を工業的に安定して
製造することができる顕著な効果を有するものである。

またこの発明によれば、素材中にＭＯとＡｌとを含有さ
せて冷延２回法で最終冷延板とした後脱炭・１次再結晶
焼鈍後または仕上焼鈍後の鋼板表面上に異質微小領域区
画を形成することにより不均一で而も細粒のＧｏｓｓ方
位２次再結晶組織を発達させて鉄損特性、表面性状がと
もに優れた製品が安定した工程で製造できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は製品の磁気特性と１法論間圧延および２法論間
圧延の圧下率との関係および表面性状の状況を示す図、 第２図は中間焼鈍の際の昇温速度および冷却速度と製品
の磁気特性との関係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｓｉ３．１〜４．５ｗｔ％、 Ｍｏ０．００３〜０．１ｗｔ％、 酸可溶Ａｌ０．００５〜０．０６ｗｔ％、 そしてＳおよびＳｅのいずれか１種または ２種を合計量で０．００５〜０．１ｗｔ％、を含有する
   スラブを熱間圧延して熱延板とした後、圧下率１０〜６
   ０％の１次冷間圧延を施し、ついで中間焼鈍を経て、圧
   下率７５〜９０％の２次冷間圧延を施し０．１〜０．２
   ５ｍｍ厚の最終板厚に仕上げ、この薄手冷延板を湿水素
   中で脱炭・１次再結晶焼鈍後するに際し、引続く高温仕
   上焼鈍を経た鋼板表面上に異質微小領域区画の形成をも
   らたす処理を予め施しておいて、高温仕上焼鈍に供する
   ことを特徴とする表面性状の優れた低鉄損薄手一方向性
   珪素鋼板の製造方法。 ２、Ｓｉ３．１〜４．５ｗｔ％、 Ｍｏ０．００３〜０．１ｗｔ％、 酸可溶Ａｌ０．００５〜０．０６ｗｔ％、 そしてＳおよびＳｅのいずれか１種または２種を合計量
   で０．００５〜０．１ｗｔ％、 を含有するスラブを熱間圧延して熱延板とした後、圧下
   率１０〜６０％の１次冷間圧延を施し、ついで中間焼鈍
   を経て、圧下率７５〜９０％の２次冷間圧延を施し０．
   １〜０．２５ｍｍ厚の最終板厚に仕上げた薄手冷延板を
   、湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍後、高温仕上焼鈍し
   、さらにこの鋼板表面上に異質微小領域区画を形成する
   ことを特徴とする、表面性状の優れた低鉄損薄手一方向
   性珪素鋼板の製造方法。 ３、中間焼鈍が、５００℃から９００℃までの温度範囲
   の昇温過程における加熱速度毎秒５℃以上、９００℃か
   ら５００℃までの温度範囲の降温過程における冷却速度
   毎秒５℃以上の条件である１又は２に記載の方法。