JPS6256927B2

JPS6256927B2 -

Info

Publication number: JPS6256927B2
Application number: JP19941584A
Authority: JP
Inventors: Masao Iguchi; Isao Ito
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1984-09-26
Filing date: 1984-09-26
Publication date: 1987-11-27
Also published as: JPS6179721A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）低鉄損薄手一方向性珪素鋼板の表面性状改善と
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（B₁₀値で代
表される）が高く、鉄損（Ｗ_17/50値で代表され
る）が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B₁₀が1.89T
以上で、鉄損Ｗ_17/50が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つ
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精度
（Loss evaluation system）が普及して来てい
る。

（従来の技術）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AlN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mm間隔で照射することによつて鋼板
表面に人工粒界を導入し、この人工粒界によつて
鉄損を小さくする方法である。

しかしなが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てあるた
め、このような処理を行つた製品は350℃程度以
下の低温でしか安定に使用できない問題があり、
またレーザー照射後は製品の絶縁性が劣化するか
ら、再絶縁被膜形成処理を施さなければならず、
そのためコストが上昇して製品の価格が極めて高
くなるなど、種々の問題がある。上掲引用の如き
AlN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AlN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AlN析出相を利用した場合、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
性状の劣悪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
巾に改善されたが、最近、低鉄損を得るため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AlN析出相を利用して薄手化した
製品を製造しようとすると、本来強冷延一回法に
よつていたため、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があつ
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AlN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
延法を大巾に変えた２回の冷間圧延をとくにAlN
のほかに小量の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Si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、表面性状の優れた製品を得ることが困難であ
ることと、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巾にコス
ト高となる、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0.35，0.30mm
より薄い0.23、0.20mmにすることが試みられた
が、何れも２次再結晶組織が不均一となり、
Goss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治金学上
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、またさらには高磁
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。

C0.03〜0.08wt％、 Si3.1〜4.5wt％、 Mn0.02〜2wt％、 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％、を含み、残部実質的
にFeよりな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
いで中間焼鈍を施す際に500℃から900℃までの温
度範囲を加熱速度毎秒５℃以上で昇温し、中間焼
鈍後900℃から500℃までの温度範囲を冷却速度毎
秒５℃以上で昇温した後、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。

C0.03〜0.08wt％、 Si3.1〜4.5wt％、 Mn0.02〜2wt％、 Mo0.003〜0.1wt％、酸可溶Al0.005〜0.06wt％、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％、さらにSb0.2wt％以下を含み、残部実質的にFeよりなるスラブを熱間
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、ついで中間焼鈍を施す際に500
℃から900℃までの温度範囲を加熱速度毎秒５℃
以上で昇温し、中間焼鈍後900℃から500℃までの
温度範囲を冷却速度毎秒５℃以上で昇温した後、
圧下率75〜90％の２次冷間圧延を施し0.1〜0.25
mm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。

C0.03〜0.08wt％、 Si3.1〜4.5wt％、 Mn0.02〜2wt％、 Mo0.003〜0.1wt％、酸可溶Al0.005〜0.06wt％、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％、さらにCu0.2wt％および Sn0.2wt％以下を含み、残部実質的にFeよりなるスラブを熱間
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、ついで中間焼鈍を施す際に500
℃から900℃までの温度範囲を加熱速度毎秒５℃
以上で昇温し、中間焼鈍後900℃から500℃までの
温度範囲を冷却速度毎秒５℃以上で昇温した後、
圧下率75〜90％の２次冷間圧延を施し0.1〜0.25
mm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。

発明者らは3.1〜4.5％の高珪素含有量の下での
AlN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少量のMoを添加することに
よつ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
用によつ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
見した。その実験的事例につき具体的に説明す
る。

C0.048wt％、Si3.40wt％、Mn0.069wt％、
Mo0.025wt％、酸可溶Al0.026wt％および
S0.025wt％を含み残部実質的にFeよりなる鋼塊
（供試鋼）およびC0.053wt％、Si3.42wt％、
Mn0.082wt％、酸可溶Al0.027wt％、S0.024wt
％、Sn0.11wt％およびCu0.09wt％を含み残部実
質的にFeよりなる鋼塊（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次冷間圧延を行な
つて後、1050℃で３分間の中間焼鈍を行なつた。
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％圧下率で２次冷間圧延を施し
て0.20mm厚の最終板厚の冷延板としてのち、850
℃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８℃／hrで昇温して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。

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ツク発
生率を％で表示）を第１図に示す。

第１図の●印に示すプロツ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６％以下（１次冷間圧延の圧下率
が20〜50％の範囲において２％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〇印のプロツトに明らかな
ようにB₁₀、Ｗ_17/50共にMo添加材よりも若干悪
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C0.049wt％、Si3.45wt％、Mn0.070wt％、
Mo0.020wt％、酸可溶Al0.028wt％、S0.026wt％
を含み残部実質的にFeよりなる鋼塊（供試鋼
）を1410℃で５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。

その後圧下率約40％の１次冷間圧延を施した後
1050℃で３分間の中間焼鈍を行なつた。この中間
焼鈍の際に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℃／ｓ〜100℃／ｓまでの範囲で実験を行なつ
た。

中間焼鈍後の鋼板は圧下率約83％の２次冷間圧
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850℃から1100℃まで10℃／hr
で昇温して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なつた。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900℃までの昇温速度及び中間焼鈍後の900℃
から500℃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59−126722号公報における、冷
延２回法のAlN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
における均一化焼鈍後の急冷処理によるAlN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わせにつき、とく
にMoを含有する場合に限つ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。

次に一層の開発経緯を以下に説明する。

C0.053wt％、Si3.43wt％、Mn0.072wt％、
Mo0.023wt％、酸可溶Al0.028wt％、S0.027wt％
を含み残部実質的にFeよりなる鋼塊（供試鋼
）、C0.056wt％、Si3.46wt％、Mn0.066wt％、
酸可溶Al0.026wt％、S0.026wt％、Sn0.1wt％、
Cu0.1wt％を含み残部実質的にFeよりなる鋼塊
（比較鋼）何れもを1430℃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
2.2mm厚の熱延板とした。

その後70％以下の圧下率で１次冷間圧延を行な
つた後、1100で３分間の中間焼鈍を行なつた。こ
の中間焼鈍の際には500℃から900℃までの昇温は
加熱速度13℃／ｓで急熱処理し、また中間焼鈍後
900℃から500℃まで冷却速度18℃／ｓで急冷処理
した。

その後70％〜91％の圧下率で２次冷間圧延を施
し0.20mm厚の最終冷延板としたが、冷間圧延の途
中で250℃の温間圧延を施した。

その後鋼板表面を温度110℃において脱脂した
後MgSO₄の希薄水溶液（80℃で0.01mol／）を
スプレーで圧延方向と直角に５mm間隔に0.5mm巾
で塗布した。また参考のために鋼板表面を脱脂し
たままの試料（参考例）も同時に用意した。

これらの試料は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
1100℃まで10℃／hrで昇温して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。

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ツク発
生率を％で表示）を第３図に示す。

第３図から明らかなように素材中にMoを添加
した供試鋼（■、□印）は１次冷間圧延の圧下
率が10から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３％
以下（とくに１次冷間圧延圧下率が20〜50％の範
囲おいて1.0％以下）であることが注目される。
こりに対して従来組成の比較鋼（▲、△印）の
特性はB₁₀、Ｗ_17/50共にMo添加材よりも若干悪
く、かつ製品の表面欠陥発生率は６〜20％と極端
に高い。

次に最終冷延板表面上にMgSO₄の希薄水溶液
をスプレーで圧延方向と直角に５mm間隔に0.5mm
巾で塗布したときの磁気特性は、供試鋼の■印
プロツトのように１次冷間圧延圧下率30〜40％
（２次冷間圧延圧下率87〜85％）で、Ｗ_17/50が
0.72W/Kgと極端に磁気特性が良好であり、しか
も製品の表面欠陥発生率も１％以下と良好であ
る。

これに対してMoを添加しない比較鋼による
塗布処理においても▲印プロツトのように鉄損Ｗ
_17/50が１次冷間圧延圧下率30〜40％において
0.75W/Kgと良好であるが、製品の表面欠陥発生
率が６〜７％と高い。

従つてこれらの実験例から表面性状の優れた低
鉄損薄手一方向性珪素鋼板を製造するには高珪素
素材中に小量のMoの添加を行うこと、冷延２回
法を採用すること、さらに最終冷延板表面上に
Mg化合物を含む希薄水溶液又は懸濁液の塗布領
域を区画形成することがのぞましい。

第４図から明らかなとおり最終冷延板表面に
Mgを含む化合物の希薄水溶液を塗布の際、塗布
液の温度を40〜100℃以上とすると、さらに脱炭
遅延剤の混合をする場合も含めきわめて安定した
工程で特性向上を図ることができることの発見が
さらに加わつている。

次に供試鋼としてC0.061wt％、Si3.45wt
％、Mn0.076wt％、Mo0.025wt％、酸可溶
Al0.026wt％、S0.030wt％を含み残部実質的にFe
よりなる鋼塊を溶製し、1450℃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
2.2mm厚の熱延板とした。

その後約30％の圧下率で１次冷間圧延を行なつ
た後、1050℃で３分間の中間焼鈍を行なつた。こ
の中間焼鈍の際には500℃から900℃までの昇温は
15℃/sで急熱処理し、また中間焼鈍後900℃から
500℃までの降温は20℃/sで急熱処理した。

その後約85％の圧下率で２次冷間圧延を施して
最終厚0.23mmの冷延板としたが、この冷間圧延途
中で250℃の温間圧延を施した。

その後脱脂処理により鋼板表面を清浄にすると
ともに鋼板の表面温度を約100℃に保つた状態で
の希薄水溶液の種類と水溶液の液温を100℃以下
で種々に変え、圧延方向にほぼ直角で間隔５mm、
幅0.5mmでスプレー塗布した。また比較のために
鋼板表面を脱脂したままの試料も同時に用意し
た。

これらの試料は830℃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
1100℃まで10℃／hrで昇温して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。そのときの製品の磁気特性を第４図に示す。
第４図から明らかなように鋼板表面上の塗布液の
温度はＡ〜Ｅで区別した塗布液の種類によらずす
べてを通し40℃以上で良好な磁気特性を示すこと
が注目される。

すなわち脱脂後の最終冷延板表面上に圧延方向
にほぼ直角方向に一定間隔でスプレー塗布する際
は、スプレーの希薄水溶液のスプレー温度を高温
にすることによつてスプレー領域とスプレーしな
い領域の濃度差を強くすることによつてさらに特
性向上を図ることができることを示している。

以上のように、素材中にMoを添加すること、
冷延２回法を採用すること、そして脱炭・１次再
結晶前の鋼板表面上に限定された希薄水溶液を区
画形成させることによつて、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。

（作用）各発明において、Siは前述したとおり珪素鋼板
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、Si含有量を3.1〜4.5wt％
の範囲とした。なお従来のAlN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2.8〜3.0wt％程度であり、またSiを増加させた
場合第１図、第３図に示した比較鋼，のよう
に製品の表面性状が著しく劣化するが、この発明
において素材中に0.003〜0.1wt％のMoを添加す
ることによつて表面欠陥発生防止が可能となつた
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。

Alは鋼中に含まれるＮと結合してAlN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。とくに薄手一方向性珪素鋼板の製造において
Goss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0.005〜0.06wt％の範囲の酸可溶Al
が必要である。

酸可溶Alが0.005wt％未満ではインヒビターと
してのAlN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0.06wt％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AlNとともにMnSもしくはMnSe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、一方合計量で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0.008wt％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
0.05wt％を越えれば熱間および冷間加工性が劣化
するから、Ｓは0.008〜0.05wt％の範囲内、Seは
0.003〜0.05wt％の範囲内とすることが望まし
い。

この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Siを含有しかつ小量のMoと
AlとＳおよびSeを含有している必要がある。Ｃ
はAlNの微細析出に関連して、熱延板焼鈍中に鋼
板の一部にγ変態を生ぜしめるため、この発明の
Si含有量3.1〜4.5wt％の範囲ではＣ含有量は
0.030〜0.080wt％に限定される。

Mnは0.02〜2wt％含有されている必要がある。
Mnが0.02wt％未満ではMnSインヒビターを作る
ことができないため１次再結晶粒成長抑制不足と
なり、また2wt％を越えるとMnSインヒビターが
解離不能となりインヒビター効果が弱くなるため
Mnは0.02〜2wt％の範囲に限定した。

Sbを0.2wt％以下に限定する理由は0.2wt％を
越えるとSbの結晶粒界への偏析が大きくなり、
珪素鋼の粒界ワレが多発するため、Sbは0.2wt％
以下にすべきである。

次にCu0.2wt％以下およびSn0.2wt％以下に限
定する理由は、CuとSn共にインヒビターの役割
を果たすが、CuとSn共に粒界偏析元素であるた
め、0.2％を越えると熱間圧延あるいは冷間圧延
時に粒界ワレが多発するためCuを0.2％以下、Sn
を0.2％以下に限定すべきである。

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
熱間圧延によつて得られる熱延前の厚みは後続の
冷延工程における圧下率によつても異なるが、通
常1.5〜3.0mm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
ために素材中に少量のMo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つて鋼
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次冷間
圧延が施される。

１次冷間圧延の際の圧下率は、製品板厚によつ
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〜30
分間程度の焼鈍を施すが、良好な磁気特性を得る
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ツチ炉等公知の手
法を用いて良い。

次の２次冷間圧延は第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0.1〜0.25mm厚に仕上げる。

この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1.5〜3.0mm
厚程度で、第１図、第３図に示す冷間圧延および
２次冷間圧延の各圧下率において0.1〜0.25mm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
行なつてもよい。

このようにして0.1〜0.25mmの薄手の板厚とさ
れた冷延板に対しては、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
中で数分間行なえば良い。

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｝＜001＞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〜
50℃／hrの昇温速度で昇温して２次再結晶粒を発
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、すでにのべたように脱脂後の
最終冷延板表面にMgを含む無機化合物の希薄水
溶液もしくは希薄懸濁液を塗布することがのぞま
しく、かかる処理液の塗布に当つては発明者らが
特開昭58−220134号公報に開示したように、１〜
50mmの間隔で塗布する領域と塗布しない領域とを
交互に区画形成することがより好ましい。

かかる領域幅は、狭いほど２次再結晶粒は細粒
となるが、製品の２辻再結晶粒径の２倍以内すな
わち３〜50mm幅で鋼板板表面の１次再結晶集合組
織を変化させれば細粒の２次再結晶粒を得ること
が可能となる。またこのような表面塗布は通常鋼
板の両面に行なわれるが、片面のみの塗布でも、
充分効果を発揮する。

さらに鋼板表面の塗布方法としては、通常溝付
きあるいは凹凸のゴムロールを用いて塗布する方
法や塗布不要領域にマスキングプレートをあてが
つた上で噴射を行なう方法がとりわけ有利に適合
する。

また鋼板表面上に付着させるMgの化合物につ
いては、MgCl₂、Mg（NO₃）₂、MgSO₄などが適
合する。また結晶水を持つものも含む。

このように鋼板表面上で上記処理液の塗布領域
と未塗布領域とを区画形成させた後の鋼板は750
〜880℃の温度範囲で湿水素中で３〜15分程度の
１次再結晶を兼ねる脱炭焼鈍を施す。この脱炭焼
鈍は通常露点＋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｛110｝＜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３〜50℃／hrの昇温速度で昇温
して２次再結晶粒を発達させた後、乾水素中５〜
20hrのは純化焼鈍を行うことが望ましい。

以下実施例を示す。

実施例１ C0.059％、Si3.49％、Mn0.059％、Mo0.024
％、酸可溶Al0.034％、S0.029％を含み残部実質
的にFeよりなる連鋳スラブを1430℃で３時間加
熱後、熱間圧延して2.2mm厚の熱延板とした。そ
の後約50％の１次冷間圧延を施して後、1100℃で
３分間の中間焼鈍を施した。この中間焼鈍の際に
は500℃から900℃までを12℃／ｓの急熱処理およ
び中間焼鈍後900℃から500℃までを15℃／ｓで急
冷処理を施した。

その後約80％の冷間圧延を施して0.20mm厚の最
終冷延板に仕上げた後、830℃の湿水素中で脱炭
を兼ねる１次再結晶焼鈍を施した。

その後850℃から10℃／hrで1100℃まで昇温し
て２次再結晶させた後、1200℃で10時間乾水素中
で純化焼鈍を行なつた。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つた。

磁気特性はB₁₀：1.93T、Ｗ_17/50：0.80W/Kg表
面性状は表面欠陥のブロツク発生率で0.8％と、
きわめて良好であつた。

実施例２ C0.064％、Si3.39％、Mn0.082％、Mo0.019
％、酸可溶Al0.029％、Se0.020％、Sb0.022％を
含み残部実質的にFeよりなる連鋳スラブを1420
℃で４時間加熱後熱間圧延して2.2mm厚に仕上げ
た。その後約40％の１次冷間圧延を施した後、
1100℃で２分間の中間焼鈍を行なつた。この中間
焼鈍の際には500℃から900℃までを12℃／ｓで急
熱処理および中間焼鈍後900℃から500℃までを18
℃/sの急冷処理を施した。その後約83％の２次冷
延を施して0.23mm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。

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10℃／hrで1100℃
まで昇温して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。そのときの製品の磁気
特性および表面性状は次のようであつた。

磁気特性はB₁₀：1.93T、Ｗ_17/50：0.83W/Kg表
面性状は表面欠陥のブロツク発生率で0.6％と非
常に良好であつた。

実施例３ C0.058％、Si3.59％、Mn0.066％、Mo0.035
％、酸可溶Al0.033％、S0.023％、Cu0.15％、
Sn0.11％を含み残部実質的にFeよりなる鋼塊を
熱延して2.0mm厚の熱延板としたのち、１次冷間
圧延を施した（冷延率は約40％）。その後1050℃
で５分間の中間焼鈍を施したが、このときの500
℃から900℃までの昇温は18℃／ｓの急冷処理お
よび中間焼鈍後の900℃〜500℃までの降温は20
℃／ｓの急冷処理を施した。その後約89％の強冷
延を施して0.17mm厚の最終冷延板としたが、冷延
途中で300℃の温間圧延を施した。その後840℃の
湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍後850℃から15
℃／hrで1100℃まで昇温して２次再結晶させた
後、1200℃で15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はB₁₀：1.93T、Ｗ
_17/50：0.76W/Kg、表面性状の表面欠陥のブロツ
ク発生率は0.9％と良好であつた。

実施例４ C0.064％、Si3.45％、Mn0.072％、Mo0.025
％、酸可溶Al0.025％、S0.028％を含み残部実質
的にFeよりなる連鋳スラブを1420℃で４時間加
熱後熱延して2.2mm厚の熱延板とした。その後約
30％の１次冷間圧延を施した後、1080℃で３分間
の中間焼鈍を施した。この中間焼鈍の際には500
℃から900℃までを13℃/sで急熱処理および中間
焼鈍後900℃から500℃までを18℃/sで急冷処理を
施した。その後約85％の冷間圧延を施して0.23mm
厚の最終冷延板に仕上げた。その後鋼板（表面温
度：70℃）を脱脂した後MgSO₄（0.01mol／）
の85℃の希薄水溶液を圧延方向にほぼ直角の方向
に５mm間隔で0.5mm幅の治具を用いてスプレー塗
布し、塗布領域と未塗布領域を交互に区画形成し
たのち、840℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼
鈍を施し、次いでMgOを主体とする焼鈍分離剤
を塗布したのち、850℃から1100℃まで10℃／hr
で徐熱したのち、水素雰囲気中で1200℃で10時間
の純化焼鈍を施した。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つた。

磁気特性B₁₀：1.93T、Ｗ_17/50：0.82W/Kg、表
面性状の表面欠陥のブロツク発生率は1.2％でき
わめて良好であつた。

実施例５ C0.066％、Si3.51％、Mn0.071％、Mo0.035
％、酸可溶Al0.030％、S0.026％、Sn0.1％、
Cu0.1％を含み残部実質的にFeよりなる連鋳スラ
ブを1430℃で４時間加熱後熱間圧延して2.2mm厚
の熱延板とした。その後約40％の１次冷延を施し
た後、1050℃で５分間の中間焼鈍を行なつた。こ
の中間焼鈍の際には500℃から900℃までを15℃／
ｓで急熱処理および中間焼鈍後900℃から500℃ま
でを20℃／ｓで急冷処理を施した。次に約85％の
２次冷延を施して0.20mm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。

次に鋼板表面を脱脂後、表面温度を約100℃に
保定した後MgSO₄（0.01mol／）とMg（NO₃）₂
（0.01mol／）の混合液（90℃）を凹凸表面を有
するゴムロールにより鋼板表面に塗布し、塗布領
域と未塗布領域を交互に区画形成したのち、850
℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、次
いでMgO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で徐熱したの
ち、水素雰囲気中で1200℃、10時間の純化焼鈍を
施した。得られた製品の磁気特性および表面性状
は次のようであつた。

磁気特性B₁₀：1.94T、Ｗ_17/50：0.72W/Kg、表
面性状の表面欠陥のブロツク発生率は1.0％でき
わめて良好であつた。

（発明の効果）以上の説明で明らかなようにこの発明はB₁₀が
1.92T以上で、鉄損が0.85W/Kg（0.23mm厚）以下
の低鉄損で、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。

【図面の簡単な説明】

第１図は製品の磁気特性と１次冷間圧延および
２次冷間圧延の圧下率との関係および表面性状の
状況を示す図表、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
す図表、第３図は製品の磁気特性と１次冷間圧延
および２次冷間圧延圧下率との関係および表面性
状を示す図表、第４図は最終冷延板表面上の塗布
液Ａ〜Ｅと塗布液の温度と製品の磁気特性との関
係を示す図表である。

Claims

【特許請求の範囲】１ C0.03〜0.08wt％、 Si3.1〜4.5wt％、 Mn0.02〜2wt％、 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％、を含み、残部実質的
にFeよりな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
いで中間焼鈍を施す際に500℃から900℃までの温
度範囲を加熱速度毎秒５℃以上で昇温し、中間焼
鈍後900℃から500℃までの温度範囲を冷却速度毎
秒５℃以上で昇温した後、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 C0.03〜0.08wt％、 Si3.1〜4.5wt％、 Mn0.02〜2wt％、 Mo0.003〜0.1wt％、酸可溶Al0.005〜0.06wt％、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％、さらにSb0.2wt％以下を含み、残部実質的にFeよりなるスラブを熱間
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、ついで中間焼鈍を施す際に500
℃から900℃までの温度範囲を加熱速度毎秒５℃
以上で昇温し、中間焼鈍後900℃から500℃までの
温度範囲を冷却速度毎秒５℃以上で昇温した後、
圧下率75〜90％の２次冷間圧延を施し0.1〜0.25
mm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 C0.03〜0.08wt％、 Si3.1〜4.5wt％、 Mn0.02〜2wt％、 Mo0.003〜0.1wt％、酸可溶Al0.005〜0.06wt％、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％、さらにCu0.2wt％および Sn0.2wt％以下を含み、残部実質的にFeよりなるスラブを熱間
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、ついで中間焼鈍を施す際に500
℃から900℃までの温度範囲を加熱速度毎秒５℃
以上で昇温し、中間焼鈍後900℃から500℃までの
温度範囲を冷却速度毎秒５℃以上で昇温した後、
圧下率75〜90％の２次冷間圧延を施し0.1〜0.25
mm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。