JPS62284017A - 磁束密度の高く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】 ３、発明の詳細な説明　。

（産業上の利用分野） この発明は、磁束密度の高く鉄…の低い一方向性珪（け
い）素鋼板の製造方法に関し、とくに、上記の両物性値
の有利な改善向上を確実かつ安定に実現する過程として
、とくに中間焼鈍における挙動を究明した結果に基いて
、該過程に革新的配慮を講じた、一方向性珪素鋼板の製
造方法を提案するものである。

一方向性珪素鋼板は、主として変圧器その他の電気機器
の鉄心として利用され、ここに磁化特性が優れているこ
と、すなわち磁化特性として磁束密度（Ｂ＋ｏ（＋！で
代表される）が高く、また鉄損Ｗ＋７／Ｓ。が低いこと
が要求される。

とくに一方向性珪素銅板の磁気特性を向上させるために
は第一に鋼板中の２次再結晶粒の＜００１＞軸を圧延方
向に高度に揃える必要があり、第二には最終製品中に残
存する不純物や析出物はできるだけ少なくする必要があ
る。

（従来の技術） このためＮ、Ｐ、Ｇｏｓｓによって一方向性珪素鋼板の
２段冷延による基本的な製造方法が提案されて以来、そ
の製造方法に数多くの改善が重ねられ、一方向性珪素鋼
板の磁束密度および鉄損値は年を追って改良されてきた
。その中で特に代表的なものとしては、ＡｌＮ析出相を
利用する特公昭４０−１５６４４号公報に記載された提
案があり、この方法によればＢＩＧカ月、８９Ｔを越え
る製品が得られるようになった。

しかし磁束密度の高い製品は得られるにしても仕上げ焼
鈍後の２次再結晶粒が大きくなるため、鉄損が比較的高
いのでこの点最近に至り特公昭５４−１３８４６号公報
にて強冷延途中に温間圧延を施すことにより２次再結晶
粒を微細化させて鉄損を低下させる改良法が提案され、
鉄損Ｗｌ’ｌ／Ｓ。

カ月、０５Ｗ／ｋｇより低い製品も得られるようになっ
たが、磁束密度が高いわりには充分な低鉄損化が図られ
たとは云い難い。

このような欠点をなくすためごく最近に至り特公昭５’
ｌ−２２５２号公報にてこの最終製品板表面に圧延方向
にほぼ直角にレーザービームを数髄間隔に照射し鋼板表
面に人工粒界（Ａｒｔｉｆ　１ｃａｌＧｒａｉｎ　Ｂｏ
ｕｎｄａｒｙ）を導入することにより鉄損を低くする方
法が提案されている。

しかしこの人工粒界の導入法は、局部的に高転位密度領
域を形成させるため、それによる製品は３５０℃以下の
低温状態でしか安定使用できないという決定的な欠点が
ある。

（発明が解決しようとする問題点） とくに最近では、数年前のエネルギー危機を境にして電
力損失のきわめて少゛ないことの要請が著しく強まり鉄
心材料の用途ではより一層の改良がのぞまれている。

この発明は上記の要請に有利に応えるもので、一方向性
珪素鋼板の製造段階における中間焼鈍方法を変えること
により磁気特性の向上を図り、それを有利に実現する方
法を究明したものである。

すなわち、従来知られた一方向性珪素鋼板の前記の如き
諸欠点を除去・改善しＢ１゜が少なくとも１．９１Ｔの
高磁束密度と、Ｗ、、、、。が１．ＯＯＷ／ｋｇ以下の
超低鉄損を有し、かつ安定した工程によって製造するこ
とのできる一方向性珪素鋼板の製造方法を提供すること
がこの発明の目的である。

（問題点を解決するための手段） この発明はＣ：　０．０１〜０．０６重量％（以下％で
示す）　、Ｓ　ｉ　：　２．０〜４．０％及びＭｎ：Ｑ
、Ｑｌ〜０．２０％を含みかつ、ＳとＳｅとの何れか１
種または２種合計で０．００５〜０．１％を、酸可溶Ａ
ｌ：０．０１〜０．０９％並びにＮＯ，００１〜０．０
１％とともに含有し、またさらにはＳｂ：０．００５〜
０．２０％並びにＭｏ　：　０．００３〜０．１０％と
ともに含有し、残部は不可避不純物を除き実質的にＦｅ
の組成になる珪素鋼片を熱延し、次に均一化焼鈍を施し
たのち冷延と中間焼鈍とを適宜繰返して得られる最終製
品厚の冷延鋼板に脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、
さらに最終仕上焼鈍を施して（１１０｝＜００１＞方位
の２次再結晶粒を発達させる一連の工程よりなる一方向
性珪素鋼板の製造方法において、上記中間焼鈍の際に、
５００゛Ｃから９００　℃までの加熱速度５°（：　／
　ｓ　ｅ　ｃ以上、中間焼鈍後の冷却の際、９００℃か
ら５００℃までの冷却速度５℃／ｓｅｃ以上とする象、
熱・急冷中間焼鈍を施すことを、前記目的の達成手段と
するものである。

次にこの発明による成功が導かれるに至った経過および
発明内容を詳細に説明する。

発明者らは高磁束密度で超低鉄損の一方向性珪素鋼板の
製品を得るためには現行の熱処理工程では磁気特性が限
界であり根本的に熱処理焼鈍サイクルを見直すことが必
要であると考え、新たに高速加熱、高速冷却ができるパ
ルス焼鈍炉を建設し実験を行った。このパルス熱処理方
法は特願昭５６−２０８８８０号の明細書に記載のよう
に複数の輻射加熱ゾーンと冷却ゾーンとの間で被処理物
自体を高速移動させ、その移動制御により任意のヒート
サイクルを得るようにしたものである。

ここにＣ：　０．０５８％、Ｓｉ：３．３８％、Ｍｎ：
０、０７３％、Ｓｅ：０．０２３％、酸可溶Ａｌ二０、
０２２％、Ｎ　：　０．００６８％残部実質的にＦｅよ
り成る珪素鋼連鋳スラブを１３９０℃で５時間加熱後熱
延して２．５　ｍｍ厚の熱延板とした。その後１０００
℃で３分間の均一化焼鈍を施してから約４０％の１次冷
延を行なった。その後パルス焼鈍装置を用いて中間焼鈍
を行なった。

この中間焼鈍は９５０℃で３分間にわたらせたが、昇温
の際の加熱速度は５００℃から９００℃までの温度範囲
で１．５°（：　／　ｓ　ｅ　ｃ以上で各様な実験条件
を用いた。なおこのような加熱、冷却速度は予め試料に
熱電対を取りつけて、パルス焼鈍炉に内蔵した試料移動
体の速度を任意に変化させることにより容易に可能であ
る。

パルス焼鈍装置使用による中間焼鈍後の試料は約８０％
の２次冷延を行って０．３０　ｍｍ厚の最終冷延板とし
た。

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８５０℃から１０５０℃まで１０℃／　ｈ
　ｒで昇温してＧｏｓｓ方位２次再結晶粒を発達させた
後１１８０℃で５時間の純化焼鈍を施したときの製品の
磁気特性値を中間焼鈍の際における急熱速度を（縦軸）
にとり急冷速度を（横軸）にとった直角座標にプロット
して第１図に示す。

第１図から磁気特性は、中間焼鈍前の象、熱速度と中間
焼鈍後の冷却速度に強く影響され、急熱、冷却両速度が
何れも５℃／ｓｅｃ以上で良好な特性が得られる。とく
に中間焼鈍前後の昇温および冷却両速度が１０℃／ｓｅ
ｃにおいて磁束密度ＢＩＧカ月、９１Ｔ以上、鉄損Ｗ＋
？１５Ｇが１．００　Ｗ／ｋｇ以下の超低鉄損の製品が
得られることが注目される。

ところで発明者らは、さきに特開昭５６−９３８２３号
公報において一方向性珪素鋼板の中間焼鈍に引続く冷却
の際、９００℃から５００℃までの間の冷却速度を５℃
／　ｓ　ｅ　ｃ以上に急冷させることにより磁気特性の
良好な製品を得る製造方法を提案したがこれに対してこ
の発明では第１図から明らかなように中間焼鈍後の象、
冷処理を含む、中間焼鈍前の昇温急熱処理により磁気特
性の極めて良好な製品を得ることができることを新たに
発見したのである。すなわち第２図の従来の中間焼鈍サ
イクル（破線）に対するこの発明の中間焼鈍サイクル（
実線）の比較で明らかなように、中間焼鈍熱サイクルは
従来の除熱・徐冷よりも、急熱・急冷の方が磁気特性の
良好な２次再結晶粒を発達させることができることを新
たに発見したものである。

（作　用） この発明に従う中間焼鈍における昇温急熱処理は、中間
焼鈍において尖鋭な（１１０｝＜００１＞方位の１次再
結晶集合組織の発達を促進させることを意図したもので
あり、一般に鉄、鉄合金の冷延後の１次再結晶核発生の
方位順は１９７４年のＷ、Ｂ、１ｌｕｃｈｉｎｓｏｎ　
（Ｍｅｔａｌ　５ｃｉｅｎｃｅ　Ｊ−＋　　８　（１９
７４）　＋Ｐ、１８５）で明らかなように、（１１０）
　。

（１１１）、　　（２１１）および（１００）の順であ
ることから、一方向性珪素鋼板の１次冷延板においても
中間焼鈍における急熱・１次再結晶処理の方が（１１０
｝＜００１＞方位の集合組織を発達させるのに有利であ
ると考えられる。

加え、一方向性珪素鋼板における（１１０｝＜００１＞
方位の２次再結晶粒の核発生は、最近の発明者らの透過
ｋｏｓｓｅｌ法による、熱延板から２次再結晶初期過程
までの一連の研究（井ロ、前田。

伊藤、嶋中：鉄と鋼、６Ｂ　（１９Ｂ２）、Ｐ、Ｓ５４
５　、　Ｙ、　Ｉｎｏｋｕｔｉ　ｅｔ　ａｌ、　　Ｔｈ
ｅ　５ｉｘｔｈＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｃｏｎｆ
ｅｒｅｎｃｅ　ｏｎ　Ｔｅｘｔｕｒｅｓ　ｏｆＭａｔｅ
ｒｉａｌｓ　、　　（１９８１）、　　Ｐ、　　１９２
　　（Ｊａｐａｎ）　。

およびＹ、　Ｉｎｏｋｔｉ　ｅｔ　ａｌ、Ｉｓｔ　Ｒｉ
ｓ　φＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＳｙｍｐｏｓｉｕｍ
　ｏｎ　　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ　ａｎｄ　　Ｍａｔｅ
ｒｉａｌｓ　　５ｃｉｅｎｃｅ。

（１９８０）　、　　Ｐ、　　７１　（Ｄｅｎｍａｒｋ
）　）において、熱延板からのストラフチャー・メモリ
ーによって、（１１０｝＜ｏｏｔ＞方位の２次再結晶粒
が鋼板表面近傍に核発生することを示したところから、
一方向性珪素鋼板の１次冷延直後の中間焼鈍時には鋼板
表面近傍を急速加熱させることにより（１１０｝＜００
１＞方位の１次再結晶集合組織を優先形成させることが
できるため、２次再結晶焼鈍時に（１１０）　＜００１
＞方位の２次再結晶粒を選択的に成長させることが可能
であると考えられる。

次の中間焼鈍に引続く急冷処理による磁気特性向上に関
してはすでに上掲の特開昭５６−９３８２３号公報での
べたと同様、次の２次冷延前に素材中の析出物が微細・
均一に分散していると冷延時に転位の移動に対する障壁
としての働きが増大し、転位の局部堆積を促進するので
、セル構造が微細均一化する。その結果次の脱炭を兼ね
る１次再結晶組織形成の際、再結晶の早い結晶方位すな
わち（１１０｝＜００１＞や（１１１｝＜１１２＞方位
のセルが優先的に再結晶するようになり、他方（１００
）〜（１１２１〜（１１１）〜＜０１１＞方位等Ｇｏｓ
ｓ方位の２次再結晶粒の発達を阻害する＜０１１＞繊維
組織成分はセル形成し難いと同時に、再結晶も遅れるの
で、これらの不都合な組織成分を減少させることができ
ると考えられる。

Ｎ、Ｐ、Ｇｏｓｓにより発見された２段冷延の際の中間
焼鈍処理は（１００）、＜００１＞や（１００｝＜０１
１＞方位等の集合組織改善のために行なわれていたが、
第２図の（ａ）に示したような急熱・急冷中間焼鈍熱サ
イクルでは上記の集合組織改善よりはむしろ、熱延板表
面層に生成した強い（１１０）　＜００１＞方位の集合
組織の有効利用を図るための焼鈍サイクルである。この
処理により鋼板表面層では多数の（１１０｝＜００１＞
方位の２次再結晶核発生が可能となるため、次の２次頁
結晶焼鈍において、直接（１１０｝＜００１＞方位の２
次再結晶粒として有効利用できるため細粒の２次再結晶
粒が得られ、特にこの工程の採用により超低鉄損化を図
ることが可能である。

以上この発明を従来の先行技術と対比して説明したとこ
ろから明らかなように、この発明の急熱・急冷中間焼鈍
法は、先行諸公知技術と発想の基本を異にするものであ
って、それによって発揮される効果もはるかにすぐれて
いる。

次にこの発明における素材含有成分および工程条件を限
定する理由を以下述べる。

Ｃは０．０１％より少ないと熱延集合組織制御が困難で
大きな伸長粒が形成されるため磁気特性が劣化し、また
Ｃが０．０６％より多いと脱炭工程で脱炭に時間がかか
り経済的でないので０．０６％以下にする必要がある。

Ｓｉは２．０％より少ないと電気抵抗が低く渦流損失増
大に基づく鉄損値が大きくなり、一方４．０％より多い
と冷延の際に脆性割れを生じ易いため、２〜４％の範囲
内にすることが必要である。

Ｍｎｌは一方向性珪素鋼板の二次再結晶を左右する分散
析出相のＭｎＳあるいはＭｎＳｅを決定する重要な成分
である。Ｍｎ量が０．０１％を下層ると２次再結晶を起
こさせるのに必要なＭｎＳ等の絶対■が不足し、不完全
２次再結晶を起こすと同時に、ブリスターと呼ばれる表
面欠陥が増大する。一方Ｍｎｌが０．２％を越えると、
スラブ加熱時においてＭｎＳなどの解離固溶が困難にな
る。

またかりに解離固溶が行なわれたとしても、熱延時に析
出する分散析出相は和犬化しやすく、抑制剤として望ま
れる最適サイス分布は損なわれ、磁気特性は劣化するの
で、Ｍｎは０．０１〜０．２％以内にする必要がある。

Ｓ、Ｓｅは何れも０．１％以下、なかでもＳは０．００
８〜０．］％、またＳｅは０．００３〜０．１％の範囲
とすることが好ましい。それというのはこれらが０．１
％をこえると熱間および冷間加工性が劣化し、またそれ
ぞれ下限値に満たないとＭｎＳ。

ＭｎＳｅとしての１次粒成長抑制機能に格別の効果を生
じないからであるが、すでに実験例についてのべたよう
に酸可溶Ａｌ、及びＮさらにはＳｂ。

ＭＯの添加に基く既知１次粒成長抑制剤を、有利に併用
するので、ＳおよびＳｅの下限値は合計で０、００５％
で足りる。

酸可溶Ａ１０．０１〜０．０９％並びにＮＯ，００１〜
０．０１％を含有させることにより優れた磁気特性の製
品が安定して得られる。

すなわち酸可溶Ａｌが０．０１％、またＮは０、００１
％に満たないと必要なインヒビータ作用をもたらすこと
ができずまた酸可ＩＡｌは０．０９％、Ｎは０．０１％
をこえるとブリスターが生じ、鉄損の点で不利になる。

さらにｓｂは０．００５％より少ないと、１次再結晶粒
抑制作用が不充分な一方、０．２％より多いと磁束密度
が低下して磁気特性の劣化をきたすのでｓｂはＯ，ＯＯ
５〜０．２％の範囲内とする必要がある。

ＭＯは０．１％より多いと熱間及び冷間における加工性
が低下しまた鉄損も劣化し、他方０．００３％より低い
と１次再結晶粒の成長抑制効果が微弱になるのでＭｏば
ｏ、　ｏ　ｏ　ａ〜０．１％の範囲内とすることが必要
である。

次にこの発明による一連の製造工程について説明する。

まず素材を溶製するにはＬ　Ｄ転炉、電気炉、平炉その
他の公知の製鋼方法を用いて行い得ることは勿論、真空
処理、真空溶解を併用することができる。

次のスラブ製造は現在歩止り向上と工程省略による大幅
な製造コスト低減、スラブ長手方向における成分あるい
は品質の均−性等の経済的技術的利点のため連続鋳造法
が適用されているが、そのほか従来の造塊法も好適に行
なうことができる。

この発明に従い素材中に含有されるＳ、Ｓｅの何れか少
くとも１種と、酸可溶ＡｌとＮとまたさらにはｓｂとＭ
ｏとを、溶鋼中に添加するには従来公知の何れの方法を
用いることもでき、例えばＬＤ転炉、ＲＨ脱ガス終了時
あるいは造塊時の溶鋼中に添加することができる。

連続鋳造スラブまたは造塊した鋼塊はそれぞれ公知の方
法で熱延に付される。通常スラブを熱延鋼板に圧延する
のは当然であり、得られる熱延板の厚みは後続の冷延工
程より支配されるが通常２〜５ｍｍ厚程度とすることは
有利である。

次に熱延板は均−化焼鈍後に冷延される。冷延後中間焼
鈍前後に昇温あるいは冷却されるが、高磁束密度で超低
鉄損の製品を得るには第１図および第２図に示すように
象、熱および冷却速度に注意を払う必要があり、少なく
とも最終冷延直前の中間焼鈍前の昇温速度を５００℃か
ら９００　℃までの範囲５℃／　Ｓ　ｅ　ｃ以上、また
中間焼鈍後の冷却速度を９００℃から５００℃までの範
囲を５℃／ｓｅｃ以上に管理しなければならない。

この中間焼鈍に至る昇温あるいは中間焼鈍に引続く冷却
方法は従来公知の何のような方法でも用いることができ
、例えば公知の連続炉を用いて急熱昇温する場合連続炉
の加熱帯の能力アップを図るとかあるいは加熱帯部に誘
導炉を新たに設置して浪、熱できるようにすることもで
きる。また象、冷する場合冷却ガスの噴射あるいは水冷
噴射による急冷設備の使用により好適に行なうことがで
きる。

また公知の連続炉以外に急熱・急冷熱処理サイクルので
きるものであれば充分で、焼鈍炉、方法での制限は加え
ない。

急熱・象、冷中間焼鈍された鋼板は冷延に付される。冷
延は少なくとも２回以上施すが、この発明の目的とする
高磁束密度で低鉄損の特性を有する製品を得るには最終
冷延率に次のような注意を払う必要がある。

冷延は通常８５０℃から１０５０℃の中間焼鈍をはさん
で２回施し最初の圧下率は２０％から７０％程度、最終
の圧下率は５５％〜８５％程度で０．３０　ｍｍから０
．３５　ｍｍ厚の最終板厚にする。

最終冷延を終り、製品板厚となった鋼板は次に脱炭に付
される。この焼鈍は冷延組繊を１次再結晶組織にすると
同時に最終焼鈍で（１１０｝＜００１＞方位の２次再結
晶粒を発達させる場合に有害なＣを除去するのが目的で
、例えば７５０℃から８５０℃で３〜１５分程度の湿水
素中での焼鈍のように既に公知になっているどのような
方法をも用いることができる。

最終焼鈍は（１１０）　＜Ｏｏ　１＞方位の２次再結晶
粒を充分発達させるため施されるもので、通常箱焼鈍に
よって直ちに１０００℃以上に昇温し、その温度に保持
することによって行なわれる。この最終焼鈍は通常マグ
ネシア等の焼鈍分離剤を塗布し、箱焼鈍によって施され
るが、この発明において（１１０｝＜００１＞方位に極
度に揃った２次再結晶組織を発達させるためには８２０
℃から９００℃の低温で保定焼鈍する方が有利であるが
、あるいは例えば０．５〜１５℃／　ｈ　ｒの昇温速度
の除熱焼鈍でも良い。

（実施例） 次に本発明を実施例について説明する。

引１１」− Ｃ０，０４９％、Ｓ　ｉ　３．３８％、Ｍｎ０．０７Ｂ
％、Ｓ　Ｏ，０２９％、酸可溶Ａ　１０．０２８％およ
びＮＯ，００７２％、残部実質的にＦｅより成る熱延板
（３，０ｍｍ）を１１５０℃で連続焼鈍後急冷処理を施
した。その後９５０℃で３分間の中間焼鈍をはさんで２
回の冷延を行なって０．３０＋ｍｎの最終板厚に仕上げ
た。この中間焼鈍の際には５００℃から９００℃までの
温度範囲を３０℃／　ｓ　ｅ　ｃで急熱し、また中間焼
鈍後９００℃から５００℃までの温度範囲を３０°（：
　／　ｓ　ｅ　ｃで急冷処理した。次に８５０℃で湿水
素中で脱炭焼鈍したあと１２００℃で最終焼鈍を施して
製品とした。そのときの製品の磁気特性は次の通りであ
った。

Ｂ＋ｏ：１．９７Ｔ ＷＢｚｓｏ　：　０．９５　ｗ／　ｋｇ２旌拠−Ｉ Ｃ：　０．０４５％、Ｓｉ：３．２１％、Ｍｎ：０、０
７２％、ＳｊＯ，０２１％、酸可溶Ａ１：０、０２２％
、Ｎ　：　０．００６８％、残部実質的にＦｅより成る
連鋳スラブを熱延して２．７１１１ｍ厚の熱延板とした
あと１０００℃で３分間の均一化焼鈍を施したあと、１
０００℃から４００℃まで１０℃／Ｓｅｃで急冷した。

その後９５０℃で３分間の中間焼鈍をはさんで、約４０
〜５０％の１次冷延と約７５〜８５％の２次冷延を行な
って最終板厚０．３０＋ａｎ＋厚の冷延板に仕上げた。

この中間焼鈍の際の急熱速度は３０°（：／ｓｅｃ、急
冷速度は３５’（：　／　ｓ　ｅ　ｃとした。その後脱
炭・１次再結晶焼鈍を施したあと、８２０℃から５℃／
　ｈ　ｒで１０５０℃まで昇温後１２００℃で８時間Ｈ
２中で純化焼鈍を施した。

そのときの成品の磁気特性は次のようであった。

Ｂ＋ｏ：１．９４７ Ｗｌ？／Ｓｏ　　ｊ　１．　ＯＯＷ／　ｋｇ裏旌■−主 Ｃ：　０．０６４％、Ｓｉ：３．４０％、Ｍｎ＋０、０
７４％、Ｓｅ：０．０１７％、酸可溶Ａｌ：０、０２０
％、Ｍｏ：Ｏ，０１３％、Ｓｂ：０．０２２％、Ｎ　＋
　０．００７１％、残部実質的にＦｅよりなる珪素鋼連
鋳スラブを１３５０℃で４時間加熱後熱延して２．５鵬
厚の熱延板とした。その後１０５０℃で３分間の均一化
焼鈍を施してから約４０％の１次冷延を行なった。その
後１０００℃で２分間の焼鈍を行なった後、８０％の２
次冷延を行なって最終製品板厚（０，３０ｍ厚）とした
。この中間焼鈍の際の急熱速度は１８℃／ｓｅｃ、急冷
速度は１６℃／ｓｅｃとした。その後８４０℃で脱炭・
１次再結晶焼鈍を施した後８５０℃から１０℃／ｈｒで
１０５０℃まで昇温しで２次再結晶させた後１２００℃
で８時間乾Ｈ２中で純化焼鈍を施した。そのときの成品
の磁気特性は次のようであった。

た。

Ｂ＋ｏ：１．９５Ｔ Ｗ　＋　７１５０　　：　０．９７　Ｗ　／　ｋｇ（発
明の効果） この発明により高磁束密度でしかも低鉄損の一方向性珪
素鋼板を安定に製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は中間焼鈍前後の昇温および冷却速度と磁気特性
との関係を示す図、 第２図は本発明の象２熱・栄、冷中間焼鈍サイクル（実
線）と従来の中間焼鈍サイクル（点線）の比較を示す図
である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．　Ｃ：０．０１〜０．０６重量％ Ｓｉ：２．０〜４．０重量％及び Ｍｎ：０．０１〜０．２０重量％ を含みかつ、 ＳとＳｅのうち少なくとも一方を合計で ０．００５〜０．１重量％を、 酸可溶Ａｌ：０．０１〜０．０９重量％並びにＮ：０．
   ００１〜０．０１重量％ とともに含有し、残部は不可避不純物を除き実質的にＦ
   ｅの組成になる珪素鋼片を熱延し、次に均一化焼鈍を施
   したのち、冷延と、中間焼鈍を適宜繰返して得られる最
   終製品厚の冷延鋼板に、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を
   施し、さらに最終仕上げ焼鈍を施して｛１１０｝＜００
   １＞方位の２次再結晶粒を発達させる一連の工程よりな
   る一方向性珪素鋼板の製造方法において、 上記中間焼鈍の際に、５００℃から９００ ℃までの加熱速度を毎秒５℃以上、中間焼鈍に引続く降
   温の際に、９００℃から５００℃までの冷却速度を毎秒
   ５℃以上とする、急熱急冷中間焼鈍を施す ことを特徴とする、磁束密度の高く鉄損の低い一方向性
   珪素綱板の製造方法。 ２．　Ｃ：０．０１〜０．０６重量％ Ｓｉ：２．０〜４．０重量％及び Ｍｎ：０．０１〜０．２０重量％ を含みかつ、 ＳとＳｅのうち少なくとも一方を合計で ０．００５〜０．１重量％を、 Ｓｂ：０．００５〜０．２０重量％並びに Ｍｏ：０．００３〜０．１０重量％と 酸可溶Ａｌ：０．０１〜０．０９重量％並びにＮ：０．
   ００１〜０．０１重量％と ともに含有し、残部は不可避不純物を除き実質的にＦｅ
   の組成になる珪素鋼片を熱延し、次に均一化焼鈍を施し
   たのち、冷延と、中間焼鈍を適宜繰返して得られる最終
   製品厚の冷延鋼板に、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施
   し、さらに最終仕上げ焼鈍を施して｛１１０｝＜００１
   ＞方位の２次再結晶粒を発達させる一連の工程よりなる
   一方向性珪素鋼板の製造方法において、 　上記中間焼鈍の際に、５００℃から９００℃までの加
   熱速度を毎秒５℃以上、中間焼鈍に引続く降温の際に、
   ９００℃から５００℃までの冷却速度を毎秒５℃以上と
   する、急熱急冷中間焼鈍を施す ことを特徴とする、磁束密度の高く鉄損の低い一方向性
   珪素鋼板の製造方法。