JPS63259024A - 磁気特性の優れた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、鋼板の圧延方向に磁化容易軸＜００１＞を有
する磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法に関
するものである。

かかる一方向性珪素鋼板は、主として変圧器その他の電
気機器の鉄芯に使用されるものである。

近年、省エネルギー，省資源への強い要請から、変圧器
・電気機器は電力損失低減・効率化が重要となり、これ
に対応して鉄芯材料である一方向性珪素鋼板の磁気特性
も一段と優れたものが要求されるようになってきた。

（従来の技術） かかる要求を満たす一方向性珪素鋼板としては、一般に
、励磁特性ではＢ１０値（磁場の強さが１０００Ａ　／
　ｍのとき発生する圧延方向の磁束密度）が１．８５テ
スラ以上、鉄損特性ではＷ１７１５０　（交流５０Ｈｚ
　、　ｆｅ１束密度密度１．７テスラでの鉄損）が１．
２０Ｗ／ｋｇ以下のものが必要であり、特に鉄損は近年
著しく改善されて１．１０Ｗ／ｋｇ以下という優れたも
のも実現するようになった。

従来、かように優れた磁気特性を有する一方向性珪素網
板を製造するには、その一連の製造工程のうち最終焼鈍
において、（１１０）　　（００１）方位を有する２次
再結晶粒で構成される成品鋼板を得ることが必要である
。

２次再結晶を一定の方向に発達させるためには、周知の
如く、２次再結晶過程で（１１０）　（００１）方位以
外の好ましくない方位をもつ結晶粒の成長を強く抑制す
るインヒビターを使用しなければならない。かかるイン
ヒビターとしては、ｌ＋ｆｎｓ、阿ｎｓｅあるいはＡＩ
Ｎ等の微細な析出物が用いられ、主に熱延工程において
、それらの微細析出状態を調整して強い抑制効果を発揮
させるのである。さらに、最近では、前記微細析出物に
加えて、粒界偏析型元素であるＳｂ、　Ｂｉ、　Ｓｎ、
　Ｐｂ、　Ｔｅ等を複合含有せしめ結晶成長の抑制効果
を補強する方法も検討されており、インヒビターの役割
を十分に発揮させ得るに至っている。

また、２次再結晶を完全に発達させるためには、上記イ
ンヒビターの存在とともに、最柊埼鈍前の鋼板に（１１
０）　　［００１）方位の２次再結晶粒が優先的に核発
生し成長できる１次再結晶集合組織を形成せしめておく
ことが極めて重要である。このような１次再結晶集合組
織は、一方向性珪素鋼板の一連の複雑な製造工程におい
て、熱延工程から冷延工程の各工程条件を適切に組合わ
せて初めて得られるものであり、特にインヒビターの抑
制効果の強さに応じた最終冷延圧下率の適切な選択が重
要である。例えば、インヒビターとしてＭｎＳ、ＭｎＳ
ｅを用いる場合であれば、最終冷延圧下率は４０〜８０
％の範囲が適切であり、このときの１次再結晶集合組織
は（１１０）　　（００１］方位が強く集積して、副方
位として弱い（１１１）　＜１１２　＞方位が分布する
ような状態が最適であることが知られている。

また近年、鋼中含有の炭素または炭化物を有効利用して
１次再結晶集合組織を改善する方法が発達してきた。例
えば、特公昭３８−１４００９号公報に記載されている
ように、熱延板を第１回冷延前に７９０℃以上の温度か
ら５４０℃以下の温度に烈しく急冷した後３１０〜４８
０℃に保持して、結晶粒内に光学顕微鏡で可視性サイズ
（数μ）のレンズ状炭化物を析出せしめる方法が提示さ
れている。この比較的大きなサイズの炭化物は、熱延鋼
板で形成された粗大な熱延伸長粒を分裂細分化させるに
有効に働くものであり、２次再結晶の発達に有害な（１
００）〜（１１０）　　（０１１）方位の結晶粒を冷延
工程の初期段階で消滅させる役割を担うものと考えられ
ている。

さらに最近に至り、冷延工程において結晶粒内の固溶Ｃ
または微細炭化物を利用する方法が開発されている。特
公昭５４−１３８４６号公報、特公昭５４−２９１８２
号公報によれば、インヒビターとしてＡＩＮを用い、こ
の熱延板を高温焼鈍後急冷し、最終冷延圧下率が８０％
以上である１回の強冷延を施す際、冷延パス間で少なく
とも１回以上の時効処理を施す方法が提示されている。

この時効処理には５０〜３５０℃の温度範囲で１分以上
または３００〜６００℃の温度範囲で１〜３０秒の保定
か必要であり、かつ多数回施すことが効果的であると述
べられているが、かかる方法によれば冷延能率が大幅に
低下し、かつ鋼板加熱処理費が増して経済的でない。ま
た、本願出願人らの提案に係る特公昭５６−１９３７７
号公報によれば、インヒビターとしてＡＩＮとｓｂとを
複合添加する場合に、この複合効果を活かす目的で中間
焼鈍後の冷却に際し７００〜９００℃間を２００〜２０
００秒間の範囲で徐冷してから直ちに２００℃以下まで
４分間、好ましくは水焼入のような急冷を施す方法が開
示されている。この先行して提案した方法は、７００〜
９００℃の間を２００〜２０００秒間徐冷する処理を実
現しようとすると、連続焼鈍炉の冷却帯を大巾に改造し
て、この温度域は鋼板を実質上加熱保温する長大な徐冷
帯を設け、さらに低速度の連続炉操業が必要になる。そ
の結果、著しく生産能率の低下と製造コスト上昇を招い
て不経済となる問題点を抱えていた。

さらに、上記３方法とも、いずれもＡＩＮまたはＡｌＮ
−３ｂという特定のインヒビターを利用し、同時に８０
％以上の強冷延工程と組合わせて初めてその効果を発揮
し得るものであるから、かかる方法で得られた集合組織
は（１１１）　＜１１２　＞方位が著しく強く集積して
おり（１１０）　　（００１）方位は副方位として弱い
集積を示すに過ぎず、（１１０）　　（００１）方位を
強く集積させる方法とは根本的に異なっていた。また、
従来一般的に用いられるＭｎＳ　、　ＭｎＳｅをインヒ
ビターとして利用する一方向性珪素鋼板の製造には不向
きであった。

ＳおよびまたはＳｅをインヒビターとし、このインヒビ
ターに適した最終冷延圧下率の範囲において、集合組織
改善を図るため鋼中炭素を有効利用する公知方法１例え
ば特公昭５６−３８９２号公報によれば、中間焼鈍後の
冷却にあたり６００〜３００　’Ｃの間を１５０℃／ｍ
ｉｎ以上で行い、最終冷延段階で時効処理を施す方法が
開示されている。この公知方法も時効処理は１００〜４
００℃で５秒〜３０分間となし、冷延パス間に少なくと
も１回以上前記時効処理を施すことが必要であり、前述
の如く冷延能率の低下と加熱処理費用が増し経済的でな
く、より効率的な方法が望まれていた。

本発明は、鋼中Ｃの有効活用を図る上記各従来方法の有
する欠点を除去し、改善して一方向性珪素鋼板を能率的
ならびに経済的に工業生産することのできる製造方法を
捉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） 上掲の目的を実現するための方法として、本発明は； ■、　ＣＯ，０２〜０．１０％、　Ｓｉ　２．５〜４．
０％５Ｍｎ　Ｏ，０３〜０．１５％、Ｓ、Ｓｅの何れか
１種または２種とＳｂを合計量で０゜００８〜ｏ、ｏｓ
ｏ％含み、残部実質的にＦｅよりなる珪素鋼素材を熱延
し、７５０〜１１００℃の中間焼鈍を挟む２回冷延を施
し、前記２回冷延のうちの最終冷延圧下率を４０〜８０
％として最終板厚に仕上げ、次いで脱炭焼鈍と最終焼鈍
が施されてなる一方向性珪素鋼板の製造方法において、
前記中間焼鈍後の冷却に際し７７０〜１００℃間の温度
範囲を３０秒以内で急冷し、直ちに１５０〜２５０℃の
温度において２〜６０秒間の時効処理を施した後、最終
冷延を施すことを特徴とする特許 の製造方法、および ■　Ｃ　Ｏ．０２〜０．１０％，　Ｓｉ　２．５〜４．
０％。

Ｍｎ　Ｏ．０３　〜０．１５％，Ｓ，Ｓｅの何れか１種
または２種とＳｂを合計量で０．００８〜０．０８０％
含み、残部実質的にＦｅよりなる珪素鋼素材を熱延し、
７５０〜１１００℃の中間焼鈍を挾む２回冷延を施し、
前記２回冷延のうちの最終冷延圧下率を４０〜８０％と
して最終板厚として仕上げ、次いで脱炭焼鈍と最終焼鈍
が施されてなる一方向性珪素鋼板の製造方法において、
前記中間焼鈍後の冷却に際し７７０〜３００℃間の温度
範囲を２０秒以内で急冷し、次いで３００〜１５０℃間
の温度範囲を８〜３０秒間で冷却した後最終冷延を施す
ことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の
製造方法、 を提案する。

（作　用） 本発明者らは、前記目的を達成すべく鋭意研究を重ねた
結果、中間焼鈍後最終冷延前の鋼板についてその結晶粒
内炭化物を、光学顕微鏡によっては視ることのできない
（従来留意されたことのない）ような極微小の特定範囲
内に制御し、かつ十分多量に析出分散させることによっ
て、最終冷延と脱炭焼鈍を経由した最終焼鈍前の集合組
織を（１１０）　　（００１　）方位の集積が強い状態
に改善することができることに着目した。その結果、最
終焼鈍での２次再結晶過程において、高度に揃った（１
１０）　　（００１　）方位の２次再結晶粒を十分に成
長させることが可能となり、優れた磁気特性が得られる
ことを新規に知見した。すなわち、上記極微小炭化物を
十分に粒内析出させるための中間焼鈍後の冷却に際し、
３００℃以下の温度領域を厳密に制御する（これは従来
看過されていた）ことによって、最終焼鈍前の集合組織
を（１１０）　　（００１）方位の集積が強い状態とな
すことができることを新規に知見して本発明を完成した
。

本発明によれば、素材としてはＣＯ，０２〜０．１０％
、　Ｓｉ　２．５〜４．０％、　Ｍｎ　Ｏ，０３〜０．
１５％、Ｓ、Ｓｅの何れか１種または２種とＳｂを合計
量でｏ、ｏｏｓ〜０．０８０％含み、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなり、通常用いられている製鋼方法な
らびに鋳造方法によって製造された造塊−分塊スラブあ
るいは連鋳スラブを用いることができる。

次に本発明において用いられる素材の成分組成を限定す
る理由を説明する。

Ｃは、本発明の目的とする超微小炭化物利用による集合
組織改善の効果を発揮させるための必須成分であり、０
．０２％未満では超微小炭化物の十分な析出量が確保さ
れず、他方０．１０％を超えると最終焼鈍前の脱炭が著
しく困難とな伶長時間の脱炭焼鈍が必要となって不経済
である。従って、Ｃは０．０２〜０．１０％の範囲内に
する必要がある。

Ｓｉは、比抵抗を高め鉄損を低減させるために必要な元
素であり、２．５％より少ないと十分に低い鉄損が得ら
れないのみならず最終焼鈍の際に鋼板の一部がα−Ｔ変
態して結晶方位を乱すようになる。一方、−４，０％を
超えると著しく脆くなって冷延加工性が乏しくなり、通
常の工業的圧延が困難になる。従って、Ｓｉ　は２．５
〜４．０％の範囲内にする必要がある。

Ｍｎ　％　Ｓ、Ｓｅおよびｓｂはいずれもインヒビター
として２次再結晶過程において（１１０）　　（００１
）方位以外の好ましくない結晶粒の成長を抑制し、（１
１０）　　（００１）方位の２次再結晶粒を十分に発達
させるために必要な成分であり、上記成分範囲を外れる
と十分なインヒビターの効果が得られなくなる。従って
、Ｍｎは０．０２〜０．０１５％、ＳおよびＳｅのいず
れか１種または２種とｓｂとは合計で０．００８〜０．
０８０％の範囲内にする必要がある。

次に本発明において、前記素材に圧延ならびに熱処理を
施す条件について説明する。

上記成分条件を満たすスラブは、１２５０℃以上の高温
加熱後、公知の熱間圧延を施して板厚１．５〜５．０１
１の熱延板として得られる。この熱延工程は、インヒビ
ターＭｎＳ、ＭｎＳｅの微細析出物を得るために、前記
スラブ高温加熱温度は、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅが十分に解離固
溶できるよう、成分組成に応じた温度に適切に設定すべ
きであり、次いで熱延方法を適正に選択してインヒビタ
ーの微細析出を十分に促進することが肝要である。

得られた熱延板には、必要に応じてノルマライジング焼
鈍を施し、酸洗後、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施
して最終板厚に仕上げる。中間焼鈍は、第１回冷延後の
冷延組織を再結晶させ、結晶組織の均一化を促し、併せ
て鋼中にＣを十分に固溶させる目的で施す。従って、中
間焼鈍後は７５０℃以上が必要であるが、１１００℃を
超えるとインヒビター：ＭｎＳ、ＭｎＳｅの微細析出物
が粗大化し、抑制の効果が低下するので、７５０〜１１
００℃の温度範囲に限定する必要がある。

そして、前記中間焼鈍後の冷却を、本発明方法に基づい
て制御することにより、最終冷延前の鋼板の結晶粒内に
サイズ１００〜５００人範囲の超微小炭化物を十分に析
出させることが有効である。以下にこのことを実験デー
タに基づいて詳述する。

実験に用いた素材は、ＣＯ，０４５％、Ｓｉ３．２０％
、Ｍｎ　０．０６％およびＳｅ　Ｏ，０２０％、　Ｓｂ
　Ｏ，０１５％を含み、残部実質的にＦｅよりなる組成
を有し、通常の製鋼、連鋳、熱延工程を経て仕上げた板
厚３．０鶴の熱延板である。実験工程は、熱延板を９５
０℃。

２分間の焼鈍後、酸洗して第１回冷延を施して０．７５
ｍｍの中間板厚となし、９００℃、３分間の中間焼鈍後
、最終冷延（圧下率６０％）を施して０．３０ｍｍの最
終板厚に仕上げた。次いで、８００℃の湿水素雰囲気中
で脱炭焼鈍し、ＭｇＯ塗布後の最終焼鈍は昇温通過で８
６０℃・３０時間保定する２次再結晶を十分発達させる
処理と、１２００℃・１０時間保定する鋼中不純物除去
の純化処理を組み合わせて行うことにより、一方向性珪
素鋼板の成品を得た。

この工程中、上記中間焼鈍後の冷却過程で７７０℃以下
の温度域は、水冷、油焼入、ミストジェット冷却、風量
可変の強制空冷および自然放冷等により種々に冷却速度
を変化させ、また一部には冷却後直ちに１５０〜３００
℃の温度範囲の恒温油槽を使って時効処理を施した。こ
れらの最終冷延前試料につき、高倍率（１万倍）の電子
顕微鏡観察を行い結晶粒内の炭化物析出状態を調べた。

なお、中間焼鈍後に冷却速度の変更開始温度を７７０℃
に定めた理由は、炭化物の粒界析出がこの付近から起こ
ること、および７７０　′ｃ以上の温度から激しく急冷
すると鋼板形状が不良となって、以降の工程処理に支障
するためである。

第１図は中間焼鈍後、７７０℃以下の冷却を油焼入とし
、直ちに２００℃で２〜３００秒間の時効処理を施した
時の炭化物析出サイズと磁気特性を示している。比較例
として、工業的な連続焼鈍で一般に実用される７７０〜
１００℃間の冷却時間９０秒に相当する冷却速度で強制
空冷した試料を用いた。この第１図より、Ｂ１゜値が向
上を示す時効処理条件は２００℃・１０〜２０秒間であ
り、このとき炭化物の析出サイズは１００〜５００人の
範囲にあり、均一多量に分散していた。他方、Ｂ１０値
が向上していない処理条件である油焼入のみおよび２０
０°Ｃ・２秒間時効処理では粒内炭化物は観察されない
が、あるいは局部的に僅少量のみ析出している状態であ
り、また時効処理が２００℃・３０秒間以上で炭化物析
出サイズが５００人を超えるとＢＩＧ向上が得られなく
なることが判った。

以上から、中間焼鈍後の冷却を本発明法に基づいて制御
することにより、最終冷延前に鋼板の結晶粒内に１００
〜５００人範囲の超微小炭化物を均一多量に分散させる
ことができ、ひいては成品の磁気特性を向上させること
ができる。その理由を第２図に基づいて説明する。

第２図（Ａ−１”）は第１図に用いた試料のうち時効処
理を１０秒間施したものの最終冷延前の炭化物析出状態
を示す倍率１万倍の電子顕微鏡写真（炭化物の平均粒径
２００人）であり、同図（Ａ〜２）は同図（Ａ−１）の
試料の脱炭焼鈍後で最終焼鈍前の１次再結晶集合組織を
示す（２００）極点図であり、また同図（Ｂ−１）は斯
界で一般に実用される連続焼鈍において７７０〜１００
℃間の冷却時間９０秒に相当する冷却速度で強制空冷し
た試料の最終冷延前の炭化物析出状態を示す倍率１万倍
の電子顕微鏡写真（炭化物の平均粒径７００人）であり
、同図（Ｂ−２）は同図（Ｂ−１）の試料の脱炭焼鈍後
で最終焼鈍前の１次再結晶集合組織を示す（２００）極
点図である。

第２図よりして従来の工業標準的な冷却を施す場合に比
較して、本発明方法により著しく微細な１００〜５００
人範囲内の炭化物を多量に分散析出させると、最終冷延
を経て脱炭焼鈍後の１次再結晶集合組織は（１１０）　
　Ｃ００Ｌ　）方位の集積が強い状態に改善されること
が判る。かかる（１１０）　　（００１）方位の集積度
が強い１次再結晶集合組織を有する鋼板では引き続く最
終焼鈍において２次再結晶が進行する際、先鋭に揃った
（１１０）　　Ｃｏｏｌ　）方位の２次再結晶粒のみが
選択的に成長することが可能となり、その結果高度に揃
った（１１０）　（００１）方位の２次再結晶粒で構成
されて成る磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の成品が
得られるのである。

一方、従来から知られている鋼中炭素の有効利用を図る
方法にあっては、焼鈍後の冷却過程をただ単に急冷する
か、あるいは急冷制御の温度域を３００℃以上に限定す
る等の理由により、本発明の新規な知見である２００℃
付近で短時間に変化する超微小炭化物の効果を看過して
来たものと考えられる。

本発明で明らかとなった超微小炭化物による冷延〜再結
晶後の集合組織改善の理由は必ずしも明確ではないが、
冷延時に結晶内部に蓄積される歪量が初期結晶方位によ
り相違しく１１０）　　（００１）方位が最も多く内部
歪を蓄積するという周知の事実に従って考察すると、お
そらく超微小炭化物は冷延時の初期結晶方位に依存した
内部歪蓄積量の差異を拡大する役割を果たし、従って続
く脱炭焼鈍での再結晶時に（１１０）　　（００１）方
位が一段と優先的・早期に再結晶して、（１１０）　　
（００１）方位の集積度が増加するためと本発明者らは
推察している。

次に本発明において１００〜５００人の範囲内の超微小
炭化物を結晶粒内に十分に析出させる方法についての研
究データと、前記析出させるための条件を限定する理由
を説明する。

第３図は、第１図に用いたと同じ組成の素材を用い、中
間焼鈍後の冷却条件以外は第１図に用いたものと同様の
成品化工程を経た実験であって、中間焼鈍後７７０〜１
００℃間の冷却速度を種々に変化させた時、および冷却
直後に２００℃・１０秒間の時効処理を施した時の冷却
所要時間と磁性の関係を示している。同図より７７０〜
１００℃間の冷却所要時間が３０秒以内であれば、時効
処理により磁性が大きく向上することが判る。但し、３
０秒以内で急冷したままの試料は磁性は十分でなく、こ
れは電子顕微鏡観察により粒内の超微小炭化物が未析出
であるためであることが判った。他方、冷却所要時間が
３０秒を超える場合は時効処理の有無に依らず磁性は同
じ不十分な水準にあるが、炭化物析出状態を観察した結
果粒内析出した炭化物は５００Å以上のサイズとなって
おり、また多数の粒界析出した炭化物が分散していて、
適正な析出サイズと十分な粒内析出量が確保されなかっ
たことが判明した。以上から、所期の超微小炭化物を得
るための冷却条件は７７０〜１００℃間の温度範囲を３
０秒以内で急冷し、次いで時効処理を施すことが必要で
あることが明らかである。

次に、急冷後に施す時効処理の条件を検討した。

第４図は、第１図に用いたと同じ組成の素材を用い、中
間焼鈍後の冷却条件以外は第１図に用いたものと同様の
成品化工程を経た実験であって、中間焼鈍後７７０〜１
００℃間を冷却所要時間２０秒で急冷し、直ちに１５０
〜３００℃の温度範囲で時効処理を施した時の時効温度
と時間による粒内炭化物の析出サイズ変化を示している
。同図より、かかる時効処理で１００〜５００人範囲の
超微小炭化物を析出させる条件は１５０〜２５０℃の温
度範囲で２〜６０秒間、ただし温度が低い程長く保持す
るように選択することが適切であることが判明した。

上記の中間焼鈍後に急冷し直ちに時効処理を施す方法を
通常連続焼鈍炉で行われる中間焼鈍に適用することは容
易であり、従来の連続焼鈍炉の冷却帯を前記条件の急冷
が可能な設備に改造し、併せて短い低温加熱炉を付設す
ることにより達成できる。さらに、本発明者らは中間焼
鈍後の冷却過程、特に従来は看過されてきた温度範囲で
ある３００℃以下の冷却過程を厳密に制御することによ
り所期の超微小炭化物を得る方法を検討して、前記時効
処理を省略する試みをなした。

ところで、第４図から判るように超微小炭化物は３００
℃以下、１５０℃以上の温度範囲において粒内析出する
ことに着目して、この温度範囲を各種の冷却速度で冷却
することにして、７７０〜３００℃間の温度範囲は急冷
する方法を採用した。この７７０〜３００℃間の急冷条
件は、第３図で得られた７７０〜１００℃間の冷却所要
時間３０秒以内を内挿して、７７０〜３００℃間の冷却
所要時間を２０秒以内となすことが必要であることが判
る。

第５図は、第１図に用いたと同じ組成の素材を用い、中
間焼鈍後の冷却条件以外は第１図に用いたものと同様の
成品化工程を経た実験であって、中間焼鈍後の冷却をミ
ストジェット冷却となし、７７０〜３００℃間を所要時
間１５秒で急冷した後、３００℃以下の温度域は水冷か
ら自然放冷まで種々に変化させた時の３００〜１５０℃
間の冷却所要時間と粒内炭化物の析出サイズの関係を示
している。同図より、所期の析出サイズを得るためには
３００〜１５０℃間の冷却所要時間を８〜３０秒間に選
択すべきであることが判明した。

なお、第４図の時効温度、あるいは第５図の冷却終了温
度の低温側下限を１５０℃に限定した理由は、１５０℃
以下の温度域では炭化物の析出速度が急激に低下して、
所期の析出サイズを得るに著しく長時間を要するか、あ
るいは１５０℃以上の降温　一過程で十分に析出を終了
しているためである。

以上本発明の目的とする１００〜５００人範囲の超微小
炭化物を工業生産的に得る中間焼鈍後の冷却方法は、第
３〜５図から判るように７７０〜１００℃間を３０秒以
内で急冷し、直ちに１５０〜２５０℃の温度において２
〜６０秒間の時効処理を施す本発明の１つの方法、ある
いは７７０〜３００℃間を２０秒以内で急冷し、次いで
３００〜１５０℃間の冷却所要時間を８〜３０秒の範囲
内に制御する本発明の他の方法が必要であることを本発
明者らは新規に知見したのである。なお、これらの冷却
方法は工業的に容易に実施できるばかりでなく、後者の
方法によれば冷却時間の短縮により連続炉操業を効率よ
く行うことができるので有利である。

上記により得られた中間焼鈍後の鋼板に最終冷延圧下率
４０〜８０％の最終冷延を施して板厚０．１５〜０．５
０ｍｍに仕上げる。最終冷延圧下率を限定する理由は、
冷延圧下率が４０％未満では（１１０）　　（００１）
方位の強い集積を得ることができず、また８０％を超す
と著しく強いｍｌ　）方位または＜１１０＞方位の集合
Ｍｉ織を形成して（１１０）　　（００１）方位は僅少
となり、いずれの場合も本発明による超微小炭化物の析
出分散に伴う（１１０）　　（００１’）方位の集積度
を高める効果が大幅に減殺され、あるいは全（期待でき
なくなるためであり、従って結晶粒内に所期の超微小炭
化物を析出分散させた後に施す最終冷延の圧下率は４０
〜８０％の範囲に限定することが必要である。

最終冷延板には湿水素雰囲気で７８０〜８５０℃の脱炭
焼鈍を施し十分に鋼中のＣを除去した後、焼鈍分離剤と
してＭｇＯを塗布し、最終焼鈍を施して成品となす。こ
の最終焼鈍は（１１０）　　（００１）方位の２次再結
晶粒を十分に成長発達させ、同時に鋼中のＳ　％　Ｓ　
ｅ　、Ｎ等の不純物元素を除去純化する目的で施され、
通常は箱焼鈍により１０００℃以上の高温に直ちに昇温
しで行われる方法が採用されているが、本発明の効果を
より発揮させるためには、特公昭５１−１３４６９号公
報で提案されている８２０〜９００℃の温度範囲で２次
再結晶を十分に発達させる保定をおこない、次いで１１
００℃以上の高温において不純物除去する純化焼鈍を施
す方法が有効であり推奨される。

（実施例） 実施例Ｉ ＣＯ，０５４％、　　Ｓｉ　　３．２５　　％、　　　
１Ｉｌｎ　　０．０６％、　　　ＳｅＯ，０２３％、お
よびＳｂ　Ｏ，０２％を含み、残部実質的にＦｅよりな
る組成を有する多数の熱延板をそれぞれ９５０℃、２分
間の焼鈍後、酸洗して第１回冷延により中間板厚１．（
ｂ＋＋とじた。中間焼鈍は１０００℃・２分間保持とし
て、続く冷却過程は７７０〜３００℃間の冷却所要時間
を１５秒または６０秒となし、次いで３００℃〜１５０
℃間の冷却所要時間を１５秒または５０秒となして冷却
した。ついで、圧下率７０％の最終冷延により板厚０．
３０ｆｌに仕上げ、湿水素雰囲気中８３０℃、３分間の
脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯスラリー塗布後、最終焼鈍は昇
温過程の８３０℃で５０時間保定した後、引続き１２０
０℃、１０時間の純化焼鈍を施して一方向性珪素鋼板の
成品を得た。

これらの成品の磁気特性を表１に示す。同表より本発明
により製造された本発明例の成品は比較例のそれに比較
して磁気特性が優れたいることが判った。

表　　　１ 実施例２ ＣＯ，０４９％、　Ｓｔ　３．３０％、　Ｍｎ　Ｏ，０
８％、　　Ｓ　Ｏ，０２５％、　Ｓｂ　Ｏ，０２９％を
含み、残部実質的にＦｅよりなる組成を有する２、２鶴
厚の熱延板を、９３０　’Ｃ，２５分間の焼鈍後酸洗し
、０．６５＋ｎ厚に中間冷延した後、９８０℃、２分間
の中間焼鈍に続く冷却過程で７７０〜１００℃間の冷却
所要時間を１２秒または５５秒となし、次いで２００℃
で３０秒間の時効処理を施したものと、時効処理をしな
いものを引続き、圧下率６５％の最終冷延により板厚０
．２３ｍに仕上げ、湿水素雰囲気中８３０℃、３分間の
脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯスラリー塗布後、最終焼鈍は昇
温過程の８４５°Ｃで５５時間保定した後、引続き１２
００℃、１０時間の純化焼鈍を施して一方向性珪素鋼板
の成品を得た。

これらの成品の磁気特性を表２に示す。同表より本発明
により製造された本発明例の成品は比較例のそれに比較
して磁気特性が優れていることが判った。

表２ 実施例３ ＣＯ，０５１％、　Ｓｉ　３．２５％、　Ｍｎ　Ｏ，０
８５％、　　Ｓ　Ｏ，０２１％、　Ｓｅ　Ｏ，０１９％
、　Ｓｂ　Ｏ，０２６％を含み、残部実質的にＦｅより
なる組成を有する２、０鶴厚の熱延板を、９５０℃、２
分間の焼鈍後酸洗し、０．７０ｆｌ厚に中間冷延した後
、１０００℃、１分間の中間焼鈍後、引続く冷却過程で
７７０〜３００℃間の冷却所要時間を１０秒または５０
秒となし、次いで３００〜１５０℃間の冷却所要時間を
１８秒または５０秒となして冷却した。

引続き圧下率６７％の最終冷延により板厚０．２３ｍに
仕上げ、湿水素雰囲気中８３０℃、３分間の脱炭焼鈍を
施し、ＭｇＯスラリーを塗布後、最終焼鈍は８４０℃、
６０時間保定し、引続き１２００℃、　１０時間の純化
焼鈍を施して一方向性珪素鋼板の成品を得た。

これらの成品の磁気特性を表３に示す。同表より本発明
により製造された本発明例の成品は比較例のそれに比較
して磁気特性が優れていることが判った。

表３

【図面の簡単な説明】

第１図は、中間焼鈍後急冷し時効処理を施した時の時効
処理時間とＢ１゜値および炭化物析出サイズとの関係を
示す図、 第２図は（Ａ−１）は中間焼鈍後本発明方法により急冷
し、時効処理２００℃、１０秒を施した試料の結晶粒内
の炭化物析出状態を基す電子顕ａ鏡写１（ｘｔ万倍）、
同図（Ａ−２）は前記試料の脱炭焼鈍後で最終焼鈍前の
１次再結晶集合組織を示す（２０Ｑ）極点図、同図（Ｂ
−１）は中間焼鈍後従来方法により標準冷却した試料の
結晶粒内の炭化物析出状態を示す電子顕微鏡写真（×１
万倍）、同図（Ｂ−２）は上記試料の脱炭焼鈍後で最終
焼鈍前の１次再結晶集合組織を示す（２００）極点図、 第３図は、中間焼鈍後冷却に際し７７０〜１００℃間の
冷却所要時間と磁気特性との関係を示す図、第４図は、
中間焼鈍後急冷し時効した時の時効条件と炭化物析出サ
イズとの関係を示す図、第５図は、中間焼鈍後冷却に際
し、７７０〜３００℃間は急冷し、３００〜１５０℃間
の冷却所要時間を変化させた時の炭化物析出サイズに及
ぼす冷却条件と影響を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ０．０２〜０．１０％、Ｓｉ２．５〜４．０％、
   Ｍｎ０．０３〜０．１５％、Ｓ、Ｓｅの何れか１種また
   は２種とＳｂを合計量で０．００８〜０．０８０％含み
   、残部実質的にＦｅよりなる珪素鋼素材を熱延し、７５
   ０〜１１００℃の中間焼鈍を挟む２回冷延を施し、前記
   ２回冷延のうちの最終冷延圧下率を４０〜８０％として
   最終板厚に仕上げ、次いで脱炭焼鈍と最終焼鈍が施され
   てなる一方向性珪素鋼板の製造方法において、前記中間
   焼鈍後の冷却に際し７７０〜１００℃間の温度範囲を３
   ０秒以内で急冷し、直ちに１５０〜２５０℃の温度にお
   いて２〜６０秒間の時効処理を施した後、最終冷延を施
   すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板
   の製造方法。 ２、Ｃ０．０２〜０．１０％、Ｓｉ２．５〜４．０％、
   Ｍｎ０．０３〜０．１５％、Ｓ、Ｓｅの何れか１種また
   は２種とＳｂを合計量で０．００８〜０．０８０％含み
   、残部実質的にＦｅよりなる珪素鋼素材を熱延し、７５
   ０〜１１００℃の中間焼鈍を挟む２回冷延を施し、前記
   ２回冷延のうちの最終冷延圧下率を４０〜８０％として
   最終板厚として仕上げ、次いで脱炭焼鈍と最終焼鈍が施
   されてなる一方向性珪素鋼板の製造方法において、前記
   中間焼鈍後の冷却に際し７７０〜３００℃間の温度範囲
   を２０秒以内で急冷し、次いで３００〜１５０℃間の温
   度範囲を８〜３０秒間で冷却した後最終冷延を施すこと
   を特徴とする磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造
   方法。