JPS62290824A - 一方向性けい素鋼板の製造方法 - 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、一方向性けい素鋼板の製造方法に関し、と
くにその磁気特性の有利な改善を図ろうとするものであ
る。

一方向性けい素鋼板に要求される磁気特性は、高い磁束
密度と低い鉄損であり、一般に磁束密度はＢ：。（Ｔ＞
で、また鉄損はＷ１７１５０（＼Ｖ　／　ｋ３　＞の値
で評価されることが多い。

（従来の技術） 従来、鉄損を低減させる方法としては、Ｓｉ含有量を高
める、成品厚を薄くする、不純物な少なくする、２次再
結晶方位の（１１０）　　（００１）方位すなわちゴス
方位への集積度を高める、２次再結晶粒を小さくするな
どの方法が一般的に知られている。

その他特公昭４５−　３６１０２号公報によれば、一方
向性けい素鋼板の中間焼鈍後の粒径を制御することによ
って磁気特性を改良する方法、ザなわち中間厚に冷延し
たけい素鋼板を９００〜１１００℃で処理し、粒径が０
．１００＋１ｍより大きくなるように充分な時間保持す
ることによって組織や磁気特性の改善を図る方法が提案
されている。

また特開昭６１−　１２８２４＠公報には、中間焼鈍に
際し、脱炭雰囲気中における７５０〜８７０℃の第１段
焼鈍において表面層と中心層との炭素濃度を制御したの
ち、非酸化性雰囲気中にて８８０〜１０５０℃の温度範
囲内で１０分以下の時間保持する第２段焼鈍によって、
中間焼鈍後の表面層の再底晶粒の平均粒径を１７μｍ以
上に粗粒化制御することにより、磁性改善を図る方法が
提案されている。

（発明が解決しようとする問題点） しかしながら上掲特公昭４５−　３６１０２号公報に開
示の方法では、０．１０Ｏｎ＋ｍ以上の平均粒径を得る
ためには長時間の均熱処理を必要とすることから生産効
率が悪く、しかもかような長時間の均熱処理を施しても
なお優れた磁気特性が１ｑられるわけではない。

また特開昭６１−　１２８２４号公報に開示の方法では
、その添付図面および実施例の記載から明らかなように
中間焼鈍後の平均結晶粒径−が２１μｌ程度とさ°はど
大きくないこともあって、製品板における平均結晶粒径
の低減はむろんのこと十分満足がいく程の磁気特性が得
られるまでには至っていない。

この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、一方
向性けい素鋼板の製造工程中とくに熱延工程および冷延
工程に工夫を加えることによって、最終冷延前の鋼板の
粒度分布を制御し、もって最終製品における磁気特性の
効果的な向上を図った一方向性けい素鋼板の製造方法を
提案することを目的とする。

〈問題点を解決するための手段） さて発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意研究を重
ねたところ、中間焼鈍後の鋼板の粒度分布につき、板表
面から板厚の１／４までの領域の平均結晶粒径を、残部
中心層の平均結晶粒径よりも大きくすること、より具体
的に述べると板表面から板厚の１／４までの領域の平均
結晶粒径を３０μｍ以上、他方残部中心層の平均結晶粒
径を５０μｍ以下とし、かつ中心層の平均結晶粒径が、
表面から板厚の１／４までの領域の平均結晶粒径よりも
大きくならないように粒制御を行うことにより、所期し
た目的が右利に達成されることの知見を得た。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちコノ発明は、Ｃ：　　０．０１０〜０．０８０
ｗｔ％（以下単に％で示ず）およびＳｉ　　：　　２，
５〜４．０％を含み、かつインヒビター形成元素として
、ＳおよびＳｅのうち少なくとも一種：　　０．００８
〜０．０５０％を０．０２〜０．２０％のＭｎと共に含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延し、つい
で必要に応じて熱延板焼鈍を施してから、中間焼鈍を挟
む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚としたのら、脱
炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程よりなる
一方向性けい素鋼板の製造方法において、 （イ）上記熱間圧延の際、熱延コイルを６００〜８００
℃の温度絶間で巻取ったのち放冷する、（ロ）上記中間
焼鈍に先立つ冷間圧延を、圧下率＝６５〜８５％のもと
に行う、 （ハ）上記中間焼鈍に際し、昇；Ｓ速度＝１０℃／Ｓ以
上の速度で昇温したのち、９５０〜１１５０℃の範囲の
温度に１０分間以下の時間保持することにより、上記中
間焼鈍後の焼鈍板につき、その表面から板厚の１／４ま
での領域の平均結晶粒径ｒｓおよび残部中心層の平均結
晶粒径ｒｃをそれぞれ、次式 ％式％ ｒｓ　　　≧　　ｒｃ の条件を満足する大きさに制御することを特徴とする、
一方向性けい素鋼板の製造方法である。

以下この発明を由来するに至った実験結果についてまず
説明する。

第１図に、Ｃ：０．０４３％、　Ｓｉ　　：　　３．０
５％。

Ｍｌｌ　：　　０．０６５％、　Ｓｅ　：　　０．０１
６％、　３　：　　０．００５％およびＳｂ　：　　０
．０２０％を含有し、残部実質的に１”ｅの組成になる
１、５−３ｆｌｌｎ厚の熱延板を、７００℃で巻取り放
冷した後、空気中で９５０℃、３１ｎ均熱処理後、酸洗
してから、第１回目の冷延を施して板厚０．５５ｍｍ　
　（圧下率６３〜８２％）の冷延板とした後、昇温速度
２０℃／Ｓで昇温してから８００〜１１００℃の温度範
囲で種々の条件下に均熱処理を施した後、０．２０＋ｎ
＋ａ厚に仕上げ冷延し、その後湿Ｈ２中で８５０℃、３
１ｎの脱炭焼鈍を施したのら、ＭｇＯを主体とする分離
剤を塗布してからＨ２中で１２００℃、１０ｈの３ｏｘ
焼鈍を施して得た一方向性けい素鋼板の鉄損Ｗ１７１５
０　（Ｗ　／ｋｇ　）について調べた結果を、中間焼鈍
を経たのちの表面から板厚の１／４までの領域の平均結
晶粒径ｒｓと残部の中心層の平均結晶粒径ｒｃとの関係
で示づ。

図中のシンボルは、鉄損値Ｗ１７１５０　（Ｗ／ｋｇ　
）の範囲を示したもので、それぞれ △　Ｗ１７１５０　　≧　　０．９０Ｗ／ｋｇ○　ＷＲ
１５００．８６〜０．８９　Ｗ／ｋｇ・　Ｗ１７１５０
　０．８１〜０．８５Ｗ／ｋｇである。

同図から明らかなように、この発明で所期したすぐれた
磁気特性Ｗ　１７／　５０　　≦０．８９　Ｗ／鷺（板
厚０．２０ｍｍ　）の鉄損値を得るためには、中間焼鈍
後、表面から板厚の１／４まで、−の領域の平均結晶粒
径ｒｓが３０μｆｆ１以上、他方残部中心層の平均結晶
粒径ｒｃが５０μｍ以下の範囲で、しか心根厚の表面か
ら１／４の領域の平均結晶粒径より残部中心層の平均結
晶粒径が大きくならないように調整することが必要であ
ることが判明した。

そこで発明者らは、上記の如き粒径分布の焼鈍板を得る
ための条件を解明すべく鋭意研究を重ねたところ、まず
鋼板表層部の粒径については熱延後の巻取り温度が強く
影響することが判った。

第２図に、Ｃ：０．０４３％、Ｓｉ　　：　　３．０５
％、〜１ｎ　：　　０．０６５％、Ｓｅ　：　　０．０
１６％、Ｓ：０．００５％および３ｂ　：　　０．０２
０％を含有し、残部実質的にＦｅの組成になる２、２ｍ
ｍ厚の熱延板を、４００℃〜８００℃の温度範囲で巻取
り放冷した（朝、９２５℃。

２分間の熱延板焼鈍を施し、酸洗したのら、中間焼鈍面
の冷延を △　６０　　％ ０７１　　％ 拳　８４　　％ の３水準で冷延し、その後昇温速度２１℃７／′Ｓで昇
温してから１０２０℃で２　ｍｉｎの中間焼鈍を施して
１′７た中間焼鈍板の板表面から板厚の１／４までの範
囲の平均結晶粒径ｒｓについて調べた結果を示す。

同図から明らかなように、熱延コイルを６００°Ｃ〜８
００℃の範囲で巻取り放冷し、中間焼鈍前の冷延の圧下
率を７１％、８４％の２水準とした場合において、板表
面から板厚の１．／４までの領域について平均結晶粒７
子ｒ　ｓ　：　３０１１ｍ以上を得ることができた。

この理由は熱延板をｆ３００〜８００℃で巻取り放冷す
るいわゆる自己焼鈍によって、板表面から板厚の１／４
までの領域の脱炭が促進されて表面の粗粒化を促進し易
くなると共に、中間冷延の圧下率を６５％〜８５％の範
囲に強めることによって冷延歪の導入囃が増し、それ故
引続く中間焼鈍において表面層が粗粒化するものと考え
られる。

次に、鋼板の中心層の粒径については、中間焼鈍に先立
つ冷間圧延における圧下率ならびに中間焼鈍におけるｄ
温速度に強い影響を受けることが判明した。

第３図に、Ｃ：０．０４３％、　Ｓｉ　　：　　３．０
５％。

Ｍｎ　：　　０．０６５％、　３ｅ　：　　０．０１６
％、　３　：　　０．００５％。

Ｓｂ　：　　０．０２０％を含有し、残部実質的に「ｅ
の組成になる１、５〜３，０ｍｍ厚の熱延板を、７００
℃で巻取り放冷した後、空気中で９５０℃、３ｍ１ｎの
熱延板焼鈍を施し、酸洗した後、冷延圧下率二６２〜８
５％の紹囲で中間厚に仕上げ、ついで昇温速度５〜４８
℃／Ｓの範囲で背温してから、１０２０℃、１分の中間
焼鈍を施した後の中心層の平均結晶粒径「Ｃに及ぼす中
間焼鈍に先立つ冷延圧下率および中間焼鈍における昇温
速度の影響について調べた結果を示す。

なお図中のＯおよび△印は、下記を意味する。

△　＞　　５０　　μｍ ○　≦　５０　　μｍ 同図から明らかなように、中間焼鈍前の冷延圧下率が６
５％〜８５％でかつ、中間焼鈍における昇温速度を１０
℃／Ｓ以上とした場合に、中間焼鈍後の焼鈍板中心層の
平均結晶粒径ｒｃを５０μｍ以下にすることができた。

以上述べたように、中間焼鈍後の焼鈍板につき、その表
面から板厚の１／４までの領域の平均結晶粒径ｒｓを３
０μｍ以上、また残部中心層の平均結晶粒径ｒｃを５０
μｍ以下にそれぞれ制限するためには、熱延板の巻取り
温度、中間焼鈍に先立つ冷間圧延の圧下率および中間焼
鈍における昇温速度をそれぞれ所定の範囲に制御すれば
よいわけであるが、かかる制御を施しただけでは、必ず
しも焼鈍板中心層部の粒径ｒｓが中心層の粒径ｒｃより
も大きくなるとは限らない。

そこで発明者らは、この点につきさらに研究を加えた結
果、昇温後の中間焼鈍における均熱条件が所定の範囲を
満足すれば、上記の目的が有利に達成されることを究明
した。

すなわち第４図に破線で示したとおり、９５０〜１１５
０℃の温度範囲で１０分間以下の均熱処理を施せば、ｒ
　ｓ≧３０ｕｍ　、　ｒ　０５５０μｍでかつ、ｒｓ≧
１”（の条件が満足されることが突止められたのである
。

なおかかる均熱処理において−より好ましくは、図中に
実線で示したとおり、低温側では長時間、一方高温側で
は短時間の処理とすることが望ましい。

第５図に、Ｃ：０．０４３％、　Ｓｉ　　＋　　３．０
５％。

Ｍ　ｎ　　　二　　０．０６５　％　、　　３ｅ　　　
：　　　０．０１６　％　、　　３　　：　　　０．０
０５　％Ｊ３よび３ｂ　：　　０．０２０％を含有し、
残部実質的に「ｅの組成になる２、２ｍｍ厚の熱延コイ
ルを、７５０℃で巻取り放冷したのち、大気中で９５０
℃、３１ｎの均熱処理侵、酸洗し、板厚０．６０ｍ１ｌ
　　（圧下率７２．５％）に冷延した後、中間焼鈍にお
いて焼鈍雰囲気を変化させつつ、２０℃／Ｓの昇温速度
で４温してから、８００〜１１５０℃、１０秒〜５分間
の範囲で均熱条件を変化させて処理した後、０．２３ａ
＋Ｉ１１厚に仕上げ冷延し、その後湿水素中で８５０℃
、３＋ｌ１ｉｎの脱炭焼鈍を施したのち、ＭＱＯを主体
とする分離剤を塗布してから、Ｈ２中で１２００°（：
、１０ｈの３ｏｘ焼鈍を施して得た一方向性けい素鋼板
の鉄損Ｗ＋７１５０　（Ｗ／ｋｇ　）および製品根粒サ
イズについて調べた結果を、中間焼鈍後の板表面から板
厚の１／４までの領域の平均結晶粒径「５の関係で表示
した。

同図から明らかなように、中間焼鈍後の板厚表面１／４
の領域の平均結晶粒径ｒ３が３０μｍ以上の範囲におい
て著しく良好な鉄損値がＶＩられている。なＪ５中心層
の粒径ｒｃについては図示を省略したが、良好な鉄損値
が得られたものについてはいずれもｒｃ≦５０μｍ、ｌ
”ｓ≧ｒｃの関係を満足していた。

また、ＢＯＸ焼鈍後の製品板の平均結晶粒サイズも、中
間焼鈍後の板表面から板厚の１／４までの領域の平均結
晶粒径が３０μｍ以上になるに伴って次第に小さくなっ
ている。

次に第６図ａ、ｂにそれぞれ、従来条件で処理した比較
例とこの発明条件で処理した好適例それぞれの中間焼鈍
後の鋼板頭面組織写真を示す。

比較例では、表面から板９１／４の領域の平均結晶粒径
ｒｓは約２０μｍ、残部中心層の平均結晶粒径ＶＩコは
約１６μｍであり、その時の磁気特性〜Ｖ４７１５０は
０．９４Ｗ／ｋｇＸ製品板平均結晶粒径は８．２ｍｍで
あった。

°　これに対し、好適例の表面から板厚１／４の領域の
平均結晶粒径ｒｓは６７μｍ、残部中心層の平均結晶粒
径ｒ１コは１２μｍであり、製品板の磁気特性Ｗ１７，
１５０ｉユ０．８４Ｗ／ｋｇで、シＪ品板平均結晶粒Ｉ
Ｙは３．７ｍｍであった。

（作　用） この発明にＪ’ｉいて、素材の成分組成を前記の範囲に
限定した理由についてまず説明する。

Ｃ：０．０１０〜　ｏ、ｏｇｏ％ Ｃは、熱延板焼鈍後の冷却過程において、適量の微細炭
化物を析出させ、冷延・焼鈍後の一次再結晶組織を均質
化するための有用成分であるが、含有量が０．０１０％
に満たないとその添加効采に乏しく、一方０．０８０％
を超えて多量に添加されると、最終冷延後の脱炭焼鈍に
長時間を必要とするので、含有間は０．０１０〜０．０
８０％とした。

Ｓｉ　　：　　２．５〜４．０％ Ｓｉは、十分に低い鉄損を（ワるには少なくとも２．５
％が必要であり、一方４．０％を超えると冷延性が劣化
するので、含有量は２，５〜４．０％の範囲に限定した
。

Ｓおよび／またはＳｅ：　　０．００８〜０．０５０％
、Ｍｎ：０．０２〜０．２０％ Ｓ、ＳｅはＭｎと結合して、−次頁結晶粒成長抑制剤（
インヒビター）を形成する有用成分であるが、インヒビ
ターとして有効に作用させるためニハ、１ｙｌｎ　：　
　０．０２〜０．２０％ならびにＳおよび３ｅの少なく
とも一種：　　０．００８〜０．０５０％を同時に含有
させる必要がある。

なお−次頁結晶粒成長のより効果的な抑制のためには、
Ｓｂ、Ｂｉ　、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｚｎ。

ＭＯおよびＷなどの元素を併せて含有させることは有利
である。

次にこの発明に従う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、ＬＤ転炉、電気炉。

平炉その他公知の製鋼炉を用い（りることは勿論、真空
処理や真空溶解を併用することもできる。

ついで連続鋳造法または造塊−分塊法でスラブとしたの
ち熱間圧延を施すわけ・−であるが、この発明では熱延
模の巻取りを、６００〜８００℃の温度範囲で行ったの
ち放冷づる必要がある。

というのは巻取り温度が６００℃に満たないと、板表面
層について適量の脱炭が行われないので結晶粒の粗大化
が望み得す、一方８００℃を超えると板中心層まで脱炭
が促進されて中心層の結晶粒が大きくなりすぎ、いずれ
にしても良好な磁気特性が得られないからである。

かくして得られた熱延板は、必要に応じて８００〜ｂ から、冷間圧延に供されるわけであるが、この発明では
、中間焼鈍を挾んで少なくとも２回の圧延を施す冷延法
によって冷延板とする。

ここに中間焼鈍に先立つ冷間圧延における圧下率が６５
％に満たないと、鋼板中に充分な量の冷延歪を導入でき
ないのでその後の中間焼鈍によっても板表面層の粗粒化
が期待できず、一方８５％を超える強圧下では、仕上厚
が厚い場合には母板厚が必然的に厚くなるため作業性や
板割れの観点で不利が生じると共に、−次頁結晶後の集
合組織において（１１０）成分が弱く、（２２２）成分
が著しく強くなり目的とする磁気特性を得ることが不可
能となるばかりでなく、２次再結晶が不安定ともなり易
いので、中間焼鈍に先立つ冷間圧延は６５〜８５％好ま
しくは４０〜７５％の圧下率で行うものとした。

またこの発明では、かかる中間焼鈍における均熱処理ま
での昇温速度を１０℃／Ｓ以上とすることが肝要である
。というのは冒−温速度が１０℃／Ｓよりも遅いと、前
掲第３図に示したとおり、板中心層の平均結晶粒径ｒｃ
を５０μｍ以下にすることができないからである。

さらにこの発明では、この中間焼鈍における均熱処理を
９５０〜１１５０℃の温度範囲で１０分以下の条件下に
行う必要がある。

というのは均熱温度が９５０℃未満では、たとえ均熱時
間を１０分以上に延長したとしても板表面層の平均結晶
粒径が３０μｍ以上には粗粒化せず、また１１５０℃を
超えた場合にはたとえ均熱時間が炉時間であっても、イ
ンヒビターの粗大化が生じ、さらに９５０〜１１５０℃
の温度範囲であっても１０分間以上の均熱を施した場合
には、目的とする表面の平均結晶粒径がｊワられたとし
ても、インヒビターであるＭｎＳ、ＭｎＳｅが粗大化し
て磁気特性を劣化させるからである。

次いで最終冷延を行ったのち、７００〜１０００℃の温
度域で脱炭焼鈍を施して、鋼中Ｃ譜を０．００３％以下
まで低減する。

その後Ｍ　Ｑ○を主体とする焼鈍分離剤を塗色してから
、Ｒ終仕上げ焼鈍を施す。この最終仕上げ焼鈍は、１１
００℃〜１２５０℃の温度域のＮ２中で鋼中の３，３ｅ
　、Ｎ等の不純物元素が十分低減するのに必要な時間均
熱する。なお昇温の際に、８００〜９２０℃の温度域の
所定温度で保持するか、あるいはこの温度域を除熱する
かして、２次再結晶組織を十分発達させることは有利で
ある。

実施例１ Ｃ：０．０４８％、　Ｓｉ　　：　　３．２５％、　Ｍ
ｎ　：　　０．０７８％、　３　：　　０．００４％、
　３ｅ　：　　０．０２６％およびＳｂ：０．０２７％
を含有し、残部実質的にＦｅの組成になる２、４ＩＩＩ
Ｉ１１厚の熱延板を、７８５℃で巻取った後放冷し、９
２５℃、　２１ｉｎの熱延板焼鈍を施した後、圧下率７
５％で第１回目の冷間圧延を施して０．６０Ｉｎ１１厚
の冷延板としたのち、引続く中間焼鈍に際し、昇温速度
：３１℃／Ｓで昇温してから１０５０℃、２Ｉｌｌｉｎ
の均熱処理を施した。この時の板表面から板厚の１／４
までの領域の平均結晶粒径ｒｓは９５μｍ、残部中心層
の平均結晶粒径ｒｃは２６μｍであった。ついで０．２
７ｍＩＩ！厚に仕上げて最終冷延板とした。

また比較鋼板として、同一組成になる２、４ｍｍ厚の熱
延板を１８５℃で巻取った後放冷し、９２５℃。

２　ｍｉｎの熱延板焼鈍を施した後１．２０ｍｍ　　（
圧下率５０％）に１次冷延し、引続く中間焼鈍に際し、
昇温速度１３℃／Ｓで昇温してから１０５０℃、　２ｍ
１ｎの均熱処理を施し、その後０．２７ｍｍに仕上げた
冷延板も作成した。この比較鋼板の中間焼鈍後の板表面
から板厚の１／４までのｖＡ域の平均結晶粒径ｒ　Ｓは
１２８μｍ、残部中心層の平均結晶粒径ｒ（は７２μｍ
であった。ついで両供試鋼板とも脱脂した後、湿水素中
で８４０℃、４ｍ１−ｎの脱炭焼鈍を行なった後、Ｍｃ
＋Ｏを主体とする分離剤を塗布してから、Ｎ２中で８４
０℃、　３５ｈｒの焼鈍を施し、ついでＮ２中で１２０
０℃、１０ｈの最終仕上げ焼鈍を施した。

かくして得られた各製品板の磁気特性および平均粒径に
ついて調べた結果は次のとおりであった。

Ｗ１７１５０　　　Ｂｊｏ　（Ｔ）　　　成品粒径（Ｗ
／ｋｇ）　　　　　　　　　　　　　（ｍｍ）比較例　
　１，０５　　　　１．８９３　　　　１０．８適合例
　　０．９３　　　　１，９２１　　　　５．５適合例
の成品板磁気特性は鉄損値が低く、Ｂ　ｌ。

値も高い著しくすぐれた磁気特性が１ｑられ、成品板の
平均結晶粒径も減少していた。

実施例２ Ｃ：０．０４５％、　Ｓｉ　　：　　３．３１％、　Ｍ
ｎ　：　　０．０７９％、　３　：　　０．００３％、
　３ｅ　：　　０．０２５％およびＳｂ二０．０２５％
を含有し、残部実質的にＦｅの組成になる３、０＋ｎｍ
厚の熱延板を、７５０℃で巻取ったのち放冷し、ついで
９００℃、３ｒＲｉｎの熱延板焼鈍を施したのち、圧下
率：８０％で１次冷延して０．６０ｍｍ厚の冷延板どし
、続いて昇温速度＝２５℃／Ｓで昇温してから１０５０
℃、　Ｉ　ｌｌ１ｉｎの中間焼鈍を施した。この中間焼
鈍板の板表面から板厚の１／４までの領域の平均結晶粒
径ｒｓは８３μｍ、残部中心層の平均結晶粒径ｒ（は１
９μｍであった。

また同一組成になる２、０ｍｍ厚の熱延板を５５０°Ｃ
で巻取ったのち放冷し、ついで９００℃、３ｍ１ｎの熱
延板焼鈍を施したのち、０．６０＋ｎｍ　　（圧下率ニ
ア０％）の１次冷延板とし、引続く中間焼鈍に際し、昇
温速度：１５℃／Ｓで昇温してから９３０℃、３ｎ＋ｉ
ｎの中間焼鈍を施して比較鋼板とした。この比較鋼板の
中間焼鈍後の板表面層の平均結晶粒径ｒｓは１６μｍ、
中心層の平均結晶粒径ｒＣは１３μｍであった。

ついで両供試鋼板とも、０．２３ｍｍに仕、Ｆげたのも
、脱脂処理を経てから、湿水素中で８５０℃、５ｍ１ｎ
の脱炭焼鈍を施したの、ち、ＭｇＯを主体とする分離剤
を塗布してから、Ｎ２中で８５０℃、３０ｈの焼鈍を施
し、ついでＮ２中で１２００℃、１０ｈの最終仕上げ焼
鈍を施した。

かくして得られた各成品板の磁気特性および平均粒径に
ついて調べた結果は次のとおりであつｌ：。

Ｗ１７１５０　　　Ｂｌ。（Ｔ）　　　成品粒径（Ｗ／
ｋｇ）　　　　　　　　　　　　　　（ｍｍ）比較例　
　０．９５　　　　１，８９８　　　　８．７適合例　
　０．８６　　　　１，９１５　　　　４．５適合例の
成品様磁気特性は、比較例の磁気特性に比べて著しくす
ぐれた磁気特性が得られ、また成品板の平均結晶粒径も
減少していた。

実施例３ （：、　：　　０．０４１％、　Ｓｉ　　：　　３，２
４％、　Ｍｎ　：　　０．０７５％、　３ｅ　：　　０
．０１６％、　３　：　　０．０１０％、３ｂ：０．０
２９％およびＭＯ：　　０．０２０％を含有し、残部実
質的にＦｅの組成になる２、５ｍｍ厚の熱延板を、７２
５℃で巻取ったのち放冷し、ついで９５０℃、２１ｎの
熱延板焼鈍を施したのち、酸洗を経てから圧下率＝７７
％で１次冷延して０．５７１１＋ｍ厚の冷延板とし、続
いて昇温速度：３０℃／Ｓで昇温してから１０５０℃、
ｉｉ＋ｉｎの中間焼鈍を施した。この中間焼鈍板の表面
層の平均結晶粒径ｒｓは９５μｍ、中心層の平均結晶粒
径ｒｅは２１μｍであった。

また同一組成になる１、８ｎｕｎ厚の熱延板を、５８０
℃で巻取ったのら放冷し、ついで９５０℃、２ｍ！ｎの
熱延板焼鈍を施したのち、酸洗を経てから０．５７ｍｍ
厚（圧下率：　６８．５％）に１次冷延し、引続く中間
焼鈍に際し、昇温速度＝　９℃／Ｓの速度で昇温してか
ら９５０℃、３１ｎの中間焼鈍を施して比較鋼板とした
。この比較鋼板の表面層の平均結晶粒径ｒｓは１７μｍ
、中心層の平均結晶粒径ｒ（は１５μｍであった。

ついで両供試鋼板とも０．２０ｍｍ厚に最終冷延して仕
上げた後、脱脂処理を経てから、湿水素中で８３５℃、
４１ｒｎの脱炭焼鈍を層化たのら、〜１ｇ。

を主体とする分離剤を塗布してから８６０℃、２５ｈの
焼鈍を施し、ついでＨ２中で１２００℃、　１０ｈの最
終仕上げ焼鈍を施した。

かくして得られた各成品板の磁気特性および平均結晶粒
径について調べた結果は次のとおりであった。

Ｗ　１７／　５０　　　Ｂ　Ｉｌｌ　（Ｔ　）　　　成
品粒径（Ｗ／ｋｇ）　　　　　　　　　　　　　　（ｍ
ＩＩｌ＞比較例　　０．９１　　　　１，８９４　　　
　９．１適合例　　０．８３　　　　１．９１５　　　
　４．７適合例の成品様磁気特性は、比較例の磁気特性
に比べて著しくすぐれた磁気特性が得られ、また成品板
の平均結晶粒径も減少していた。

４玉 Ｃ：０．０３８％、　Ｓｉ　　：　　３，０１％、　３
　：　　０．０２１％および３ｂ　：　　０．０２２％
を含有し、残部実質的にＦｅの組成になる２、７ｍｍ厚
の熱延板を、７００℃で巻取り放冷したのち、酸洗を経
てから、圧下率ニア４％で１次冷延して０．７０ｍｍの
冷延板とし、続いて昇温速度：２０℃／Ｓの速度で昇温
してから１０００’Ｃ，２ｍ１ｎの中間焼鈍を施した。

この中間焼鈍板の表面層の平均結晶粒径ｒｓは１１０μ
ｍ、中心層の平均結晶粒径ｒｃは２２μｍであった。

また同一組成になる２、２ｉｍ厚の熱延板を、６２５℃
で巻取ったのち放冷し、酸洗を経てから０．７０■厚（
圧下率＝６８％）に１次冷延し、引続く中間焼鈍に際し
、昇温速度＝８℃／Ｓで昇温してから９００℃、５ｍ１
ｎで中間焼鈍を施して比較鋼板とした。

この比較鋼板の表面層の平均結晶粒径ｒ、３は１７μｍ
、中心層の平均結晶粒径ｒｃは１４μｍであった。

ついで両供試鋼板とも０．２７　ｍｍ厚まで仕上げ圧延
したのち、脱脂処理を経てから、湿水素中で８３０°Ｃ
，３ｎ＋ｉｎの脱炭焼鈍を施したのち、〜ＩｇＯを主体
とする分離剤を塗布し、次いで常温から１２００℃まで
２０℃／ｈの速度で昇温したのも、１１２中で１２００
℃、５ｈ均熱する最終仕上げ焼鈍を施した。

かくして１ｑられた各製品板のＦａ気特牲Ｊ３よび平均
結晶粒径について調べた結果は次のとおりであった。

Ｗ１７１５０　　３．。（Ｔ）　　　成品粒径（Ｗ／ｋ
ｇ）　　　　　　　　　　　　　（ｍｍ）比較例　　１
．１７　　　　１．８５９　　　　６．７適合例　　１
，０６　　　　１．８８３　　　　４．０適合例の磁気
特性は従来工程の比較例に対して、鉄損値が一段と低く
、かつ磁束密度が高い一方向性けい素鋼板が得られた。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、インヒビターとしてＭｎＳ
やＭｎ　Ｓｅを使用する一方向性けい素鋼板の製造工程
中、とくに中間焼鈍工程における板厚方向の結晶粒径を
制御することにより、該鋼板の磁気特性を格段に向上さ
せることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、中間焼鈍板の表面から板厚の１／４までの領
域の平均結晶粒径ｒｓと残部中心層の平均結晶粒径ｒｃ
とが製品板の鉄損特性に及ぼす影響を示したグラフ、 第２図は、熱延板の巻取り温度と中間焼鈍板の表面層の
平均結晶粒径ｒｓとの関係を圧下率をパラメータとして
示したグラフ、 第３図は、中間焼鈍板の中心層の平均結晶粒径に及ぼす
中間焼鈍前の冷延圧下率と中間焼鈍における昇温速度の
影響を示したグラフ、 第４図は、中間焼鈍板の表面層の平均結晶粒径ｒｓが３
０μｍ以上、中心層の平均結晶粒径ｒｃが５０μｍ以下
でかつ、ｒｓ≧ｒ（を満足する粒度分布を（りるための
中間焼鈍における適正均熱条件を示したグラフ、 第５図は、中間焼鈍板の表面層の平均結晶粒径ｒｓと、
製品板の鉄損Ｗ１７１５０−および粒サイズとの関係を
示したグラフ、 第６図ａ、ｂはそれぞれ、従来法により得られた中間焼
鈍板とこの発明に従って得られた中間焼鈍板の金属断面
組織写真である。 第１図 中開州Ａ七棲ネ応ダ中七屑−早均声吉り立イ釜ｒｃ９ｔ
ｓす第２図 を取湿肩（°Ｃ） 第３図 ；々Ｍ圧下率　（２ン 第４図 時間（粉〕 第５図 中開丈康オＲｓ衣酊已４の平均Ｈ−シ陀イ発ｒｓ　（）
ｔｔｎノ第６図 （ａ）　　　　　　　　Ｃｂ） ｘｔｏｏ　　　　　　　　ｘｉｏ。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％およびＳｉ：２
   ．５〜４．０ｗｔ％ を含み、かつインヒビター形成元素として、ＳおよびＳ
   ｅのうち少なくとも一種：０．００８〜０．０５０ｗｔ
   ％を０．０２〜０．２０ｗｔ％のＭｎと共に含有する組
   成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで中間焼
   鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚としたの
   ち、脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程よ
   りなる一方向性けい素鋼板の製造方法において、 （イ）上記熱間圧延の際、熱延コイルを６００〜８００
   ℃の温度範囲で巻取ったのち放冷する、（ロ）上記中間
   焼鈍に先立つ冷間圧延を、圧下率：６５〜８５％のもと
   に行う、 （ハ）上記中間焼鈍に際し、昇温速度：１０℃／Ｓ以上
   の速度で昇温したのち、９５０〜１１５０℃の範囲の温
   度に１０分間以下の時間保持する ことにより、上記中間焼鈍後の焼鈍板につき、その表面
   から板厚の１／４までの領域の平均結晶粒径ｒ＿ｓおよ
   び残部中心層の平均結晶粒径ｒ＿ｃをそれぞれ、次式 ｒ＿ｓ≧３０μｍ ｒ＿ｃ≦５０μｍでかつ ｒ＿ｓ≧ｒ＿ｃ の条件を満足する大きさに制御することを特徴とする、
   一方向性けい素鋼板の製造方法。