JPS6372825A - 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
表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS6372825A JPS6372825A JP18675987A JP18675987A JPS6372825A JP S6372825 A JPS6372825 A JP S6372825A JP 18675987 A JP18675987 A JP 18675987A JP 18675987 A JP18675987 A JP 18675987A JP S6372825 A JPS6372825 A JP S6372825A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1294—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a localized treatment
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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。
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。
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。
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、。渣で代表される）が
高く、鉄損（Ｗ＋７７ｓ。値で代表される）が低いこと
が要求されている。
利用できるもので磁束密度（Ｂ、。渣で代表される）が
高く、鉄損（Ｗ＋７７ｓ。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ＢＩＧが１．８９Ｔ以上で
、鉄損Ｗ１７７５゜が１．０５ Ｗ／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。
がなされ、今日では磁束密度ＢＩＧが１．８９Ｔ以上で
、鉄損Ｗ１７７５゜が１．０５ Ｗ／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 ｅｖａｌｕａｔｉｏｎ
ｓｙｓｔｅｍ）が普及して来ている。
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 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。
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ｍｍ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。
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ｍｍ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
使用出来ない問題があり、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
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Ｍｎ
Ｓ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Ｓｌ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。
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
使用出来ない問題があり、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
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Ｍｎ
Ｓ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Ｓｌ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、Ｓｉ含有
量の高いＳ ｉ ３．１〜４．５％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、熱延前の素材表面相に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０．２３〜０．１７ ｍｍ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。
開示したようにＡＩＮ析出相を利用した場合、Ｓｉ含有
量の高いＳ ｉ ３．１〜４．５％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、熱延前の素材表面相に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０．２３〜０．１７ ｍｍ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−回法によっていたた
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った。
製造しようとすると、本来強冷延−回法によっていたた
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。
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
品が大幅にコスト高となる、まだ解決されるべき問題が
多く残されている。
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
品が大幅にコスト高となる、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
くすること、 ■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でいる。
ては、 ■珪素鋼中のＳｉ含有量を高めること、■製品板厚を薄
くすること、 ■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でいる。
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． ０．２０ｍｍ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、Ｇｏ
ｓｓ方位集積度が低下する問題が生じる。
たり、■に関して通常製品板厚０．３５゜０、３０ ｍ
ｍより薄い０．２３． ０．２０ｍｍ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、Ｇｏ
ｓｓ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。
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。
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曙めそ優れしかも鉄損が
著しく小さく、またさらには高磁束密度の薄手一方向性
珪焉鋼板の、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。
の最近の動向に鑑み表面性状が曙めそ優れしかも鉄損が
著しく小さく、またさらには高磁束密度の薄手一方向性
珪焉鋼板の、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％、
３１ ３、１〜４．５ｗｔ％、
Ｍｎ ０．０２〜２ｗｔ％、
Ｍｏ ０．００３〜０．１ｗｔ％、
酸可溶ＡＩ ０．００５〜０．０６ｗｔ％、 。
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． Ｏ０５〜０．１ｗｔ％、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法論間圧延を施し０．
１〜０．２５ ｍｍ厚の最終板厚に仕上げた薄手冷延板
を、その表面上に、局所的にＳｎ、 Ｐｂ。
で０． Ｏ０５〜０．１ｗｔ％、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法論間圧延を施し０．
１〜０．２５ ｍｍ厚の最終板厚に仕上げた薄手冷延板
を、その表面上に、局所的にＳｎ、 Ｐｂ。
Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｍｇ、Ｃａ。
３ｒ、Ｂａ、におよびＮａを含む化合物のうちから選ば
れる少なくとも一種を含む希薄溶液又は希薄懸濁液の塗
布領域の区画形成を経て、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
れた低鉄損薄手高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法
、 Ｃ０，０３〜０．０８ｗｔ％、 Ｓｉ３．１〜４．５ｗｔ％、 Ｍｎ ０．０２〜２ｗｔ％、 Ｍｏ０．００３〜０．１ｗｔ％、 酸可溶ＡＩ ０．００５〜０．０６ｗｔ％、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０．０
０５〜０．１ｗｔ％、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
法論間圧延を施し０．１〜０．２５ ｍｍ厚の最終板厚
に仕上げた薄手冷延板を、その表面上に、局所的にＳｎ
、 Ｐｂ。
れる少なくとも一種を含む希薄溶液又は希薄懸濁液の塗
布領域の区画形成を経て、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
れた低鉄損薄手高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法
、 Ｃ０，０３〜０．０８ｗｔ％、 Ｓｉ３．１〜４．５ｗｔ％、 Ｍｎ ０．０２〜２ｗｔ％、 Ｍｏ０．００３〜０．１ｗｔ％、 酸可溶ＡＩ ０．００５〜０．０６ｗｔ％、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０．０
０５〜０．１ｗｔ％、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
法論間圧延を施し０．１〜０．２５ ｍｍ厚の最終板厚
に仕上げた薄手冷延板を、その表面上に、局所的にＳｎ
、 Ｐｂ。
Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｍｇ、Ｃａ。
Ｓｒ、Ｂａ、におよびＮａを含む化合物のうちから選ば
れる少なくとも一種を含む希薄溶液又は希薄懸濁液の塗
布領域の区画形成を経て、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
れた低鉄損薄手高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法
、 Ｃ０，０３〜０．０８ｗｔ％、 Ｓｉ３．１〜４．５ｗｔ％、 Ｍｎ ０．０２〜２ｗｔ％、 Ｍｏ０．００３〜０．１ｗｔ％、 酸可溶ＡＩ ０．００５〜０．０６ｗｔ％、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０．０
０５〜０．１ｗｔ％、さらにＣｕｂ、２ｗｔ％以下およ
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
法論間圧延を施し０．１〜０．２５ ｍ厚の最終板厚に
仕上げた薄手冷延板を、その表面上に、局所的にＳｎ、
Ｐｂ。
れる少なくとも一種を含む希薄溶液又は希薄懸濁液の塗
布領域の区画形成を経て、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
れた低鉄損薄手高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法
、 Ｃ０，０３〜０．０８ｗｔ％、 Ｓｉ３．１〜４．５ｗｔ％、 Ｍｎ ０．０２〜２ｗｔ％、 Ｍｏ０．００３〜０．１ｗｔ％、 酸可溶ＡＩ ０．００５〜０．０６ｗｔ％、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０．０
０５〜０．１ｗｔ％、さらにＣｕｂ、２ｗｔ％以下およ
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
法論間圧延を施し０．１〜０．２５ ｍ厚の最終板厚に
仕上げた薄手冷延板を、その表面上に、局所的にＳｎ、
Ｐｂ。
Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｍｇ、Ｃａ。
Ｓｒ、Ｂａ、におよびＮａを含む化合物のうちから選ば
れる少な（とも一種を含む希薄溶液又は希薄懸濁液の塗
布領域の区画形成を経て、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
れた低鉄損薄手高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法
。
れる少な（とも一種を含む希薄溶液又は希薄懸濁液の塗
布領域の区画形成を経て、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
れた低鉄損薄手高磁束密度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Ａ
ＩＮ析出を目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た。その実験的事例につき、まず具
体的に説明する。
ＩＮ析出を目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た。その実験的事例につき、まず具
体的に説明する。
Ｃ０，０４８ｗｔ％、Ｓｉ３．４０ｗｔ％、Ｍｎ０．０
６９ｗｔ％、Ｍｏ ０．０２５ｗｔ％、酸可溶Ａｌ０．
０２６ｗｔ％およびＳｏ、０２５ｗｔ％を含み残部実質
的にＦｅよりなる鋼塊（供試鋼Ｉ）およびＣｏ、０５３
ｗｔ％、Ｓｉ３．４２ｗｔ％、Ｍｎ０．０８２ｗｔ％、
酸可溶ＡＩ０．０２７ｗｔ％、Ｓｏ、０２４ｗｔ％、Ｓ
ｎ０．１１ｗｔ％およびＣｕ０．Ｑ９ｗｔ％を含み残部
実質的にＦｅよりなる鋼塊（比較鋼Ｉ）を何れも１４２
０℃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２．２ ｍｍ厚の熱延板とした。
６９ｗｔ％、Ｍｏ ０．０２５ｗｔ％、酸可溶Ａｌ０．
０２６ｗｔ％およびＳｏ、０２５ｗｔ％を含み残部実質
的にＦｅよりなる鋼塊（供試鋼Ｉ）およびＣｏ、０５３
ｗｔ％、Ｓｉ３．４２ｗｔ％、Ｍｎ０．０８２ｗｔ％、
酸可溶ＡＩ０．０２７ｗｔ％、Ｓｏ、０２４ｗｔ％、Ｓ
ｎ０．１１ｗｔ％およびＣｕ０．Ｑ９ｗｔ％を含み残部
実質的にＦｅよりなる鋼塊（比較鋼Ｉ）を何れも１４２
０℃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２．２ ｍｍ厚の熱延板とした。
その後７０％以下の圧下率で１法論間圧延を行なって後
、１０５０℃で３分間の中間焼鈍を行なった。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５
００℃まで１５℃／Ｓの急冷処理を施した。
、１０５０℃で３分間の中間焼鈍を行なった。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５
００℃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
．２０ ｍｍ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。
．２０ ｍｍ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で昇温しで２次再結晶させた後、１２００℃で１
０時間乾水素中で純化焼鈍を施した。
塗布して、とくに８５０℃〜１１００℃までの間を８℃
／ｈｒで昇温しで２次再結晶させた後、１２００℃で１
０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。
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Ｉによる製品は１法論間圧延の
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法論間圧延の圧下率が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。
にＭｏを含有する供試鋼Ｉによる製品は１法論間圧延の
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法論間圧延の圧下率が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Ｉ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８１゜、
Ｗ＋ｔｙｓｏ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。
気特性は同図○印のプロットに明らかなように８１゜、
Ｗ＋ｔｙｓｏ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Ｃ０１０４９ｗｔ％、Ｓｉ３．４５ｗｔ％、Ｍｎ０
．０７０ｗｔ％、Ｍｏ０．０２０ｗｔ％、酸可溶ＡＩ０
．０２８ｗｔ％、Ｓｏ、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２．２ ｍｍ厚の熱延板とした。
．０７０ｗｔ％、Ｍｏ０．０２０ｗｔ％、酸可溶ＡＩ０
．０２８ｗｔ％、Ｓｏ、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２．２ ｍｍ厚の熱延板とした。
その後圧下率約４０％の１法論間圧延を施した後１０５
０℃で３分間の中間焼鈍を行なった。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ま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った。
０℃で３分間の中間焼鈍を行なった。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ま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った。
中間焼鈍後の鋼板に圧下率約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８
５０℃から１１００℃まで１０℃／ ｈ ｒで昇温しで
２次再結晶させた後、１２００℃で１０時間乾水素中で
純化焼鈍を行なった。そのときの製品の磁気特性を第２
図に示す。
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℃／ ｈ ｒで昇温しで
２次再結晶させた後、１２００℃で１０時間乾水素中で
純化焼鈍を行なった。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。
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。
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
法の際における均一化焼鈍後の急冷処理によるＡＩＮの
微細析出処理を、１法論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ってすぐれた
磁気特性が得られることが新たに解明された。
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
法の際における均一化焼鈍後の急冷処理によるＡＩＮの
微細析出処理を、１法論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ってすぐれた
磁気特性が得られることが新たに解明された。
さてこの発明の基本となった解明の経緯を下に説明する
。
。
Ｃ０，０５３ｗｔ％、Ｓｉ３．４３ｗｔ％、ＭＴｌｏ、
０７２−ｔ％、ＭＯｏ、０２３ｗｔ％、酸可溶Ａｌ０．
０２８ｗｔ％、Ｓｏ、０２７ｗｔ％を含み残部実質的に
Ｆｅよりなる鋼塊（供試鋼１） 、Ｇ０．Ｑ ５６れ％
、Ｓ ｉ ３．４６ｗｔ％、Ｍｎ ０．０６６ｗｔ％、
酸可溶ＡＩ０．０２６ｗｔ％、Ｓｏ、０２６ｗｔ％、Ｓ
ｎ０９１ｗｔ％、ＣｕＯ１１ｗｔ％を含み残部実質的に
Ｆｅよりなる鋼塊（比較鋼■）を何れについても１４３
０℃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 ｍｍ厚の熱延板とした。
０７２−ｔ％、ＭＯｏ、０２３ｗｔ％、酸可溶Ａｌ０．
０２８ｗｔ％、Ｓｏ、０２７ｗｔ％を含み残部実質的に
Ｆｅよりなる鋼塊（供試鋼１） 、Ｇ０．Ｑ ５６れ％
、Ｓ ｉ ３．４６ｗｔ％、Ｍｎ ０．０６６ｗｔ％、
酸可溶ＡＩ０．０２６ｗｔ％、Ｓｏ、０２６ｗｔ％、Ｓ
ｎ０９１ｗｔ％、ＣｕＯ１１ｗｔ％を含み残部実質的に
Ｆｅよりなる鋼塊（比較鋼■）を何れについても１４３
０℃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 ｍｍ厚の熱延板とした。
その後７０％以下の圧下率で１法論間圧延を行なった後
、１１００℃で３分間の中間焼鈍を行なった。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。
、１１００℃で３分間の中間焼鈍を行なった。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％圧下率で２次冷間圧延を施して０
．２０ ｍｍ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。
．２０ ｍｍ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ＪＳ
０．の希薄水溶液（８０℃で０．０１ｍｏｌ／１）をス
プレーで圧延方向と直角に５ ｍｍ間隔で０．５ ｍｍ
幅で塗布した。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。
０．の希薄水溶液（８０℃で０．０１ｍｏｌ／１）をス
プレーで圧延方向と直角に５ ｍｍ間隔で０．５ ｍｍ
幅で塗布した。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。
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ック発生率を％で表示
）を第３図に示す。
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■（閣１口叩きは１法論間圧延の圧下率が１０から６
０％（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％の範囲において１．０％以
下）であることが注目される。これに対して従来組成の
比較鋼■（ム、△印）の特性はＢ＋ｏ＋ Ｗ＋ｔ／ｓｏ
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。
鋼■（閣１口叩きは１法論間圧延の圧下率が１０から６
０％（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％の範囲において１．０％以
下）であることが注目される。これに対して従来組成の
比較鋼■（ム、△印）の特性はＢ＋ｏ＋ Ｗ＋ｔ／ｓｏ
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ＪＳ０．の希薄水溶液をスプレ
ーで圧延方向と直角に５１１ＩＩ１１間隔に０．５ｍｍ
幅で塗布したときの磁気特性は、供試鋼■の■印プロッ
トのように１次冷間圧延圧下率３０〜４０％（２法論間
圧延圧下率８７〜８５％）で、Ｗ １７７５゜が０．７
２１ｖＶ／ 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。
ーで圧延方向と直角に５１１ＩＩ１１間隔に０．５ｍｍ
幅で塗布したときの磁気特性は、供試鋼■の■印プロッ
トのように１次冷間圧延圧下率３０〜４０％（２法論間
圧延圧下率８７〜８５％）で、Ｗ １７７５゜が０．７
２１ｖＶ／ 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
においてもム印プロットのように鉄損Ｗ、、、、。がが
１次冷間圧延圧下率３０〜４０％に右いて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。
においてもム印プロットのように鉄損Ｗ、、、、。がが
１次冷間圧延圧下率３０〜４０％に右いて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。
従っ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材中に小ｌのＭ
Ｏの添加を行うこと、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
液又は懸濁液塗布を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。
一方向性珪素鋼板を製造するには高珪素材中に小ｌのＭ
Ｏの添加を行うこと、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
液又は懸濁液塗布を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願昭５８−２２０１３４
号明細書において冷間圧延終了後の冷延鋼板の表面上に
局部的にＳｎ、Ｐｂ、Ａｓ。
号明細書において冷間圧延終了後の冷延鋼板の表面上に
局部的にＳｎ、Ｐｂ、Ａｓ。
Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓ、ＳｅおよびＴｅまたはそれらの化合物
のうちから選ばれる少なくとも一種を含む希薄水溶液又
は希薄懸濁液を塗布して、脱酸遅滞領域を区画形成する
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、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、とくに第４図から明らかなとおり最終冷延板表
面塗布の際の塗布液の温度を４０℃〜１００℃及び／又
は鋼板の温度を２０〜３００℃で処理すること、さらに
上記の脱炭遅滞剤と遅滞剤とのみでなく、Ｍｇ、Ｃａ、
Ｓｒ、Ｂａ、におよびＮａを含む化合物の希薄水溶液の
塗布あるいはこれらの脱炭遅滞剤の混合により、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
見がさらに加わっている。
のうちから選ばれる少なくとも一種を含む希薄水溶液又
は希薄懸濁液を塗布して、脱酸遅滞領域を区画形成する
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、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、とくに第４図から明らかなとおり最終冷延板表
面塗布の際の塗布液の温度を４０℃〜１００℃及び／又
は鋼板の温度を２０〜３００℃で処理すること、さらに
上記の脱炭遅滞剤と遅滞剤とのみでなく、Ｍｇ、Ｃａ、
Ｓｒ、Ｂａ、におよびＮａを含む化合物の希薄水溶液の
塗布あるいはこれらの脱炭遅滞剤の混合により、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
見がさらに加わっている。
次に供試鋼■としてｃｏ、ｏ６１ｗｔ％、Ｓｉ３．４５
ｖｔ％、Ｍｎ ０．０７６ｗｔ％、Ｍｏ０．０２５ｗｔ
％、酸可溶ＡＩ０．０２６ｗｔ％、Ｓｏ、０３０ｗｔ％
を含み残部実質的にＦｅよりなる鋼塊を溶製し、１４５
０℃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 ｍｍ厚の熱延板とした。
ｖｔ％、Ｍｎ ０．０７６ｗｔ％、Ｍｏ０．０２５ｗｔ
％、酸可溶ＡＩ０．０２６ｗｔ％、Ｓｏ、０３０ｗｔ％
を含み残部実質的にＦｅよりなる鋼塊を溶製し、１４５
０℃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 ｍｍ厚の熱延板とした。
その後約３０％の圧下率で１法論間圧延う行なった後、
１０５０℃で３分間の中間焼鈍を行なった。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。
１０５０℃で３分間の中間焼鈍を行なった。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
０．２３ ｍａｔ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。
０．２３ ｍａｔ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℃に保っ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ｒＶＪ隔５ｍ、幅０．５ ｍｍ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。
板の表面温度を約１００℃に保っ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ｒＶＪ隔５ｍ、幅０．５ ｍｍ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１
０℃／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。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。
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１
０℃／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。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一温度を高温にすることによってス
フレ−領域とスプレーしない領域の濃度差を強くするこ
とによっ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。
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一温度を高温にすることによってス
フレ−領域とスプレーしない領域の濃度差を強くするこ
とによっ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力で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。
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力で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）
この発明において、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３．１〜４．５ｖｔ％の範囲とした。
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３．１〜４．５ｖｔ％の範囲とした。
なお従来のＡ Ｉ Ｎ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．Ｑｗ
ｔ％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ｗ４１． Ｉ［［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って
表面欠陥発生が防止可能となったものである。
常の一方向性珪素鋼板のＳｉ含有量は２．８〜３．Ｑｗ
ｔ％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ｗ４１． Ｉ［［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って
表面欠陥発生が防止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。
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．ＯＯ
５〜０．０６ｗｔ％の範囲の酸可溶ＡＩが必要である。
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．ＯＯ
５〜０．０６ｗｔ％の範囲の酸可溶ＡＩが必要である。
酸可溶Ａｌが０．ＱＱ５ｗｔ％未満ではインヒビターと
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０．０６ｗｔ％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。
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０．０６ｗｔ％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ＡＩＮ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。
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０．００
８ｗｔ％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０．００８〜０．５ｖ
ｔ％の範囲内、Ｓｅは０．ＯＯ３〜０．０５賀ｔ％の範
囲内とすることが望ましい。
８ｗｔ％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０．００８〜０．５ｖ
ｔ％の範囲内、Ｓｅは０．ＯＯ３〜０．０５賀ｔ％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を含有しかつ少量のＭＯとＡＩ
とＳおよびＳｅを含有している必要がある。ＣはＡ Ｉ
Ｎの微細析出に関連して、熱延板焼鈍中に鋼板の一部
にＴ変態を生せしめるために必要であり、この発明のＳ
ｉ含有量３．１〜４．５ｗｔ％の範囲ではＣ含有量は０
．０３０〜０．０８０ｗｔ％が必要である。
３．１〜４．５％のＳｉを含有しかつ少量のＭＯとＡＩ
とＳおよびＳｅを含有している必要がある。ＣはＡ Ｉ
Ｎの微細析出に関連して、熱延板焼鈍中に鋼板の一部
にＴ変態を生せしめるために必要であり、この発明のＳ
ｉ含有量３．１〜４．５ｗｔ％の範囲ではＣ含有量は０
．０３０〜０．０８０ｗｔ％が必要である。
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Ｍ ｎ Ｓ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。
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０．２％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Ｓ ｎｗ
ｔ％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。
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Ｓ ｎｗ
ｔ％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。
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。
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
て得られる熱延前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 ｍｍ程度
が望ましい。
より加熱後、熱間圧延に附される。この熱間圧延によっ
て得られる熱延前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 ｍｍ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
る等の手段によって鋼板表面相にＭｏを濃化させる手段
の併用も勿論可能である。
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
る等の手段によって鋼板表面相に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。
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、この発明が良好な特性を有する薄手製品を得る
に）ま第１図から明らかなように１０〜６０％（望まし
くは２０〜ＤＯ９６）に限定される。
なるが、この発明が良好な特性を有する薄手製品を得る
に）ま第１図から明らかなように１０〜６０％（望まし
くは２０〜ＤＯ９６）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、良好な磁気特性を得るには
、５００℃から９００℃の昇温そして中間焼鈍後の９０
０℃から５００℃の降温を５ｔ／ｓ以上なかでもｌＯ℃
／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。
０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９０
０℃から５００℃の降温を５ｔ／ｓ以上なかでもｌＯ℃
／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 ｍｍ厚に仕上げる。
７５〜９０％の圧下率で適合し、最終冷延板厚０．１〜
０．２５ ｍｍ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１．５〜３．０市厚程度で
、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市厚の薄手最終冷延
板に仕上げることにより、特性の良好な鋼板が得られる
。
たものであり、熱延板の板厚１．５〜３．０市厚程度で
、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市厚の薄手最終冷延
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
ってもよい。
るように複数パス間に５０〜６００℃の時効処理を行な
ってもよい。
このようにして０．１〜０．２５ ｍｍ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貸
なえば良い。
された冷延板に対しては、７５０〜８７０℃程度の温度
範囲において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貸
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）＜００
１＞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 温しで２次再結晶粒を発達させた後、吃水素中で５〜２
０時間の純化焼鈍を行うことが望ましい。
鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施して（１１０）＜００
１＞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 温しで２次再結晶粒を発達させた後、吃水素中で５〜２
０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Ｓｎ
、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ。
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Ｓｎ
、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ。
Ｓ、 Ｓｅ、 Ｔｅ、 Ｍｇ、 Ｃａ、 Ｓｒ、 Ｂａ
、 ＫおよびＮａを含む無機化合物のうちから選ばれた
少なくとも一種以上の希薄溶液もしくは希薄懸濁液を塗
布するわけである。ことろでかかる処理液の塗布に当っ
ては発明者らが特開昭５８−２２０１３４号公報に開示
したように、１〜５０市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。
、 ＫおよびＮａを含む無機化合物のうちから選ばれた
少なくとも一種以上の希薄溶液もしくは希薄懸濁液を塗
布するわけである。ことろでかかる処理液の塗布に当っ
ては発明者らが特開昭５８−２２０１３４号公報に開示
したように、１〜５０市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次再結晶粒径の２倍以内すなわち３〜５０＋
ｎｍ幅で鋼板板表面の１次細結晶集合組織を変化させれ
ば細粒の２次細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。
、製品の２次再結晶粒径の２倍以内すなわち３〜５０＋
ｎｍ幅で鋼板板表面の１次細結晶集合組織を変化させれ
ば細粒の２次細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った上で噴射を行なう
方法がとりわけ有利に適合する。
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った上で噴射を行なう
方法がとりわけ有利に適合する。
この鋼板表面上の塗布液の温度は上述したように４０〜
１００℃の範囲とすること、また塗布時の鋼板の板温２
０〜３００℃に限定することが望ましい。これら塗布液
の液温又は鋼板温度を制御する方法は従来公知のいずれ
かの方法を用いてもよい。また鋼板表面上に付着される
Ｓｎ、Ｐｂ。
１００℃の範囲とすること、また塗布時の鋼板の板温２
０〜３００℃に限定することが望ましい。これら塗布液
の液温又は鋼板温度を制御する方法は従来公知のいずれ
かの方法を用いてもよい。また鋼板表面上に付着される
Ｓｎ、Ｐｂ。
Ａｓ、Ｓｂ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｍｏ、Ｍｇ、Ｃａ。
Ｓｒ、Ｂａ、に右よびＮａの化合物については低炭素冷
延鋼板表面への黒鉛析出に対する種々の元素の希薄水溶
液塗布の影響を示す公知の文献（例えばＹ、 Ｉｎｏ
ｋｕｔｉ ：Ｔｒａｎｓ、ｌ５ＩＪ、 Ｖｏｌ、 １
５ （１９７５）。
延鋼板表面への黒鉛析出に対する種々の元素の希薄水溶
液塗布の影響を示す公知の文献（例えばＹ、 Ｉｎｏ
ｋｕｔｉ ：Ｔｒａｎｓ、ｌ５ＩＪ、 Ｖｏｌ、 １
５ （１９７５）。
ｐ、３２４）の教示に従えば良いが念のために引用する
と次のとおりである。
と次のとおりである。
ａ）Ｓｎを含む化合物：５ｎＣ１，、５ｎ（Ｎｏ３）４
．５ｎ１２゜ＮａｚＳｎＯｓ ｂ）Ｐｂを含む化合物：ＰｂＣｌ２． Ｐｂ０（０１（
）２． Ｐｔ＋（ＮＯ３）２゜Ｐｂ （ＣＨ３ＣＯＯ）
２ Ｃ）Ａｓを含む化合物： Ａｓ５３． ＮａＡｓ０３．
）Ｉ３Ａｓ０．。
．５ｎ１２゜ＮａｚＳｎＯｓ ｂ）Ｐｂを含む化合物：ＰｂＣｌ２． Ｐｂ０（０１（
）２． Ｐｔ＋（ＮＯ３）２゜Ｐｂ （ＣＨ３ＣＯＯ）
２ Ｃ）Ａｓを含む化合物： Ａｓ５３． ＮａＡｓ０３．
）Ｉ３Ａｓ０．。
にＨ２＾ｓｏ４． Ｎａ２）ＩＡｓＯ３，（ＮＨ４）３
Ａｓｈ４． ＡＳＣＩ□、 ＡＳ、０３゜Ｋ、Ａｓ０３ ｄ）Ｓｂを含む化合物：５ｂＣ１３，５ｂＢｒ、、 ５
ｂＯＣ］。
Ａｓｈ４． ＡＳＣＩ□、 ＡＳ、０３゜Ｋ、Ａｓ０３ ｄ）Ｓｂを含む化合物：５ｂＣ１３，５ｂＢｒ、、 ５
ｂＯＣ］。
５ｂ２０３． Ｓｂ２Ｓ３，５ｂ（ＳＯ４）３ｅ）Ｂｉ
を含む化合物： Ｎａ２Ｂ］０３． ＢＩＣ１３，Ｂ１
２ （ＳＯ４） ３゜Ｂｉ （ＮＯ３） ３ ｆ）Ｓを含む化合物 ： Ｋ、Ｓ、 Ｎａ２Ｓ、０３．
に２ Ｓ ２０３ ＋Ｎａ、Ｓ、 Ｆｅ５ｏａ、
ＫＨ３０．、Ｎａ２ＷＯ４，Ｓ、Ｃ１２，Ｋ、Ｓｏ４゜
＾１２ （Ｓ０４） ｓ、 Ｃｒ５０．、に、Ｓ、０
．、 Ｋ、Ｓ、０．、 Ｎａ、Ｓ２０．。
を含む化合物： Ｎａ２Ｂ］０３． ＢＩＣ１３，Ｂ１
２ （ＳＯ４） ３゜Ｂｉ （ＮＯ３） ３ ｆ）Ｓを含む化合物 ： Ｋ、Ｓ、 Ｎａ２Ｓ、０３．
に２ Ｓ ２０３ ＋Ｎａ、Ｓ、 Ｆｅ５ｏａ、
ＫＨ３０．、Ｎａ２ＷＯ４，Ｓ、Ｃ１２，Ｋ、Ｓｏ４゜
＾１２ （Ｓ０４） ｓ、 Ｃｒ５０．、に、Ｓ、０
．、 Ｋ、Ｓ、０．、 Ｎａ、Ｓ２０．。
Ｎａ２Ｓ、［１，、Ｎａ２５Ｄ、、 （Ｎ）１．）、
Ｓ０．、Ｎ）ｌ、Ｈ３０．。
Ｓ０．、Ｎ）ｌ、Ｈ３０．。
（ＮＨ４）２Ｓ０．、ＮＨ，Ｈ３０．ＮＨ，、Ｎａ２５
０．、２ｎＳｏａ。
０．、２ｎＳｏａ。
Ｔｉ（ＳＯ４）４
ｇ）Ｓｅを含む化合物：Ｈ，５ｅ０３．５ｅＣ１２，５
ｅＯＣ１，。
ｅＯＣ１，。
ＳｅＳ、、 Ｈ２ＳｅＯ４，Ｓｅｎ、、 Ｋ、Ｓｅ
、 Ｎａ、Ｓｅ、 Ｋ、５ｅＯ１゜Ｋ２Ｓｅ０４．
Ｎａ、Ｓｅ０．、Ｎａ、ＳｅＯ。
、 Ｎａ、Ｓｅ、 Ｋ、５ｅＯ１゜Ｋ２Ｓｅ０４．
Ｎａ、Ｓｅ０．、Ｎａ、ＳｅＯ。
ｈ）Ｔｅを含む化合物： Ｈ，Ｔｅ、、に２ＴｅＯ３，
に２Ｔｅａ、。
に２Ｔｅａ、。
Ｎａ２Ｔｅ０．、Ｎａ２Ｔｅ０．、ＴｅＴｅＣ１４１）
を含む化合物：ＭｇＣ１□、 Ｍｇ（ＮＯ３）ｚｊ）Ｃ
ａを含む化合物：ＣａＣｌ２． Ｃａ（ＮＯ３）２ｋ）
Ｓｒを含む化合物：５ｒＣ１２，５ｒ（Ｎ（］３）。
を含む化合物：ＭｇＣ１□、 Ｍｇ（ＮＯ３）ｚｊ）Ｃ
ａを含む化合物：ＣａＣｌ２． Ｃａ（ＮＯ３）２ｋ）
Ｓｒを含む化合物：５ｒＣ１２，５ｒ（Ｎ（］３）。
１）Ｂａを含む化合物： ＢａＣｌ２． Ｂａ（Ｎｏ、
） ３ｍ）Ｎａを含む化合物：Ｎａ２ＷＯ４，ＮａＣｒ
２０．、ＮａＯＨ。
） ３ｍ）Ｎａを含む化合物：Ｎａ２ＷＯ４，ＮａＣｒ
２０．、ＮａＯＨ。
Ｎａ１Ｏ４，Ｎａ２ＷＯ４，ＮａＨ２Ｐ０．、Ｎａ、Ｃ
，Ｈ６０ｔ、 ＮａＦ。
，Ｈ６０ｔ、 ＮａＦ。
ＮａＨＣ０．、Ｎａ、Ｐ、０．、 Ｎａ１ｎ）Ｋを含
む化合物 ： ＫＮ０．、にＩＯｌ、にＩ、 ＫＣＩ。
む化合物 ： ＫＮ０．、にＩＯｌ、にＩ、 ＫＣＩ。
ＫＭｎＯ４，Ｋ２Ｐ２０ｔ、 にＳｒ、 ＫＮ０．
、ＫＣｌＯ３，ＫＢｒＯ３゜Ｆ 以上すべて結晶水を持つものも含む。
、ＫＣｌＯ３，ＫＢｒＯ３゜Ｆ 以上すべて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−Ｊ−３
０〜６５℃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。
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−Ｊ−３
０〜６５℃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であ
れば良いが、通常は１１５０〜１２５０℃まで３〜ｂ 温速度で昇温しで２次再結晶粒を発達させた後、吃水素
中５〜２０ｈｒの純化焼鈍を行うことが望ましい。
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であ
れば良いが、通常は１１５０〜１２５０℃まで３〜ｂ 温速度で昇温しで２次再結晶粒を発達させた後、吃水素
中５〜２０ｈｒの純化焼鈍を行うことが望ましい。
以下実施例を参考例にあわせ示す。
参考例 Ｉ
Ｃ０，０５９％、Ｓｉ３．４９％、Ｍｎ０．０５９％。
Ｍｏ０．０２４％、酸可溶Ａ Ｉ ０．０３４％、Ｓｏ
、 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２．２
ｍｍ厚の熱延板とした。その後約５０％の１法論間圧
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１
２℃／Ｓの急熱処理および中間焼鈍後９００℃から５０
０℃までを１５ｔ／ｓで急冷処理を施した。
、 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２．２
ｍｍ厚の熱延板とした。その後約５０％の１法論間圧
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１
２℃／Ｓの急熱処理および中間焼鈍後９００℃から５０
０℃までを１５ｔ／ｓで急冷処理を施した。
その後約８０％の冷間圧延を施して０．２０ ｍｍ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。
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
中で純化焼鈍を行なった。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。
しで２次再結晶させた後、１２００℃で１０時間乾水素
中で純化焼鈍を行なった。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Ｂ＋ｏ ： １．９３ Ｔ、 Ｗ＋ｔ７ｓｏ
： ０．８０Ｗ／ｋｇ表面性状は表面欠陥のブロッ
ク発生率で０．８％と、きわめて良好であった。
： ０．８０Ｗ／ｋｇ表面性状は表面欠陥のブロッ
ク発生率で０．８％と、きわめて良好であった。
参考例 ２
Ｃ０，０６４％、Ｓ ｉ ３．３９％、Ｍｎ０．０８２
％、Ｍｏ０．０１９％、酸可溶Ａ Ｉ ０．０２９％、
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２．２市厚に仕上げた。その後約４０％の
１法論間圧延を施した後、１１００℃で２分間の中間焼
鈍を行なった。この中間焼鈍の際には５００℃から９０
０℃までを１２℃／Ｓの急熱処理および中間焼鈍後９０
０℃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０．２３ ｍｍ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。
％、Ｍｏ０．０１９％、酸可溶Ａ Ｉ ０．０２９％、
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２．２市厚に仕上げた。その後約４０％の
１法論間圧延を施した後、１１００℃で２分間の中間焼
鈍を行なった。この中間焼鈍の際には５００℃から９０
０℃までを１２℃／Ｓの急熱処理および中間焼鈍後９０
０℃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０．２３ ｍｍ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℃／ ｈ ｒ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。
塗布した後８５０℃から１０℃／ ｈ ｒ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。
あった。
磁気特性はＢｌｏ ： １．９３ Ｔ、 ’ｖＶｒｑ／
ｓｏ ： ０．８３Ｗ／ｋｇ表面性状は表面欠陥のブ
ロック発生率で０．６％と非常に良好であった。
ｓｏ ： ０．８３Ｗ／ｋｇ表面性状は表面欠陥のブ
ロック発生率で０．６％と非常に良好であった。
参考例 ３
Ｃ０，０５８％、Ｓ ｉ ３．５９％、Ｍｎ０．０６６
％、Ｍｏ０．０３５％、酸可溶Ａ １０．０３３％、３
０．０２３％、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２．０ ｍｍ
厚の熱延板としたのち、１法論間圧延を施した（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９００℃から
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０．１７ ｍｍ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次回結晶焼鈍
後８５０℃から１５℃／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
純化焼鈍を施した。そのときの製品の磁気特性はＢ１゜
： １．９３ ＴＳｗ、、、、。： ０．７６ Ｗ／ｋ
ｇ、表面性状の表面欠陥のブロック発生率は０．９％と
良好であった。
％、Ｍｏ０．０３５％、酸可溶Ａ １０．０３３％、３
０．０２３％、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２．０ ｍｍ
厚の熱延板としたのち、１法論間圧延を施した（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９００℃から
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０．１７ ｍｍ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次回結晶焼鈍
後８５０℃から１５℃／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
純化焼鈍を施した。そのときの製品の磁気特性はＢ１゜
： １．９３ ＴＳｗ、、、、。： ０．７６ Ｗ／ｋ
ｇ、表面性状の表面欠陥のブロック発生率は０．９％と
良好であった。
実施例 Ｉ
Ｃ０，０６４％、Ｓｉ３．４５％、ＭＴｌｏ、０７２％
、Ｍｏ０．０２５％、酸可溶Ａｌ０．０２５％、３０．
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２．２ ｍｍ厚の熱
延板とした。その後約３０％の１法論間圧延を施した後
、１０８０℃で３分間の中間焼鈍を施した。
、Ｍｏ０．０２５％、酸可溶Ａｌ０．０２５％、３０．
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２．２ ｍｍ厚の熱
延板とした。その後約３０％の１法論間圧延を施した後
、１０８０℃で３分間の中間焼鈍を施した。
この中間樋鈍の際には５００℃から９００℃までを１３
℃／Ｓの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（表面温度ニア０℃）を脱脂した後
Ｍｇ Ｓ ０４（０，０１ｍｏｌ／１）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．
５市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で除熱したのち、水素雰囲気中で１
２００℃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った。
℃／Ｓの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（表面温度ニア０℃）を脱脂した後
Ｍｇ Ｓ ０４（０，０１ｍｏｌ／１）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．
５市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で除熱したのち、水素雰囲気中で１
２００℃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った。
磁気特性はＢ１゜： １．９３ Ｔ、 Ｗ＋ｔｚｓ。：
０．８２Ｗ ／ ｋｇ 、表面性状は表面欠陥のブロ
ック発生率が１．２％できわめて良好であった。
０．８２Ｗ ／ ｋｇ 、表面性状は表面欠陥のブロ
ック発生率が１．２％できわめて良好であった。
実施例 ２
Ｃ０，０６６％、Ｓｉ３．５１％、Ｍｎ０．０７１％、
Ｍｏ０．０３５％、酸可溶Ａ １０．０３０％、３０．
０２６％、Ｓ ｎ ０．１％、Ｃｕ ０．１％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２．２１＋１１厚の熱延板とした
。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なった。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
０．２０ ｍｍ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。
Ｍｏ０．０３５％、酸可溶Ａ １０．０３０％、３０．
０２６％、Ｓ ｎ ０．１％、Ｃｕ ０．１％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２．２１＋１１厚の熱延板とした
。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なった。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
０．２０ ｍｍ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
だ後ＭｇＳＯ４（０，０１ｍｏ １／１）とＭｇ （Ｎ
Ｏ３）２ （０，０１ｍｏ １／ｌ）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８
５０℃から１１００℃まで８℃／ ｈ ｒ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。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。
だ後ＭｇＳＯ４（０，０１ｍｏ １／１）とＭｇ （Ｎ
Ｏ３）２ （０，０１ｍｏ １／ｌ）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８
５０℃から１１００℃まで８℃／ ｈ ｒ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。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。
磁気特性はＢｌｏ ： １．９４ Ｔ、 Ｗ＋、ｙ、ｏ
： ０．７２Ｗ ／ ｋｇ、表面性状の表面欠陥の
ブロック発生率は１．０％できわめて良好であった。
： ０．７２Ｗ ／ ｋｇ、表面性状の表面欠陥の
ブロック発生率は１．０％できわめて良好であった。
実施例 ３
Ｃ０，０５９％、Ｓ ｉ ３．２９％、Ｍｎ０．０７８
％、Ｍｏ０．０１８％、酸可溶Ａ Ｉ ０．０２５％、
Ｓｅ０．０２１％、残部実質的Ｆｅより成る連鋳スラブ
を１４２０℃で５時間加熱後熱間圧延して２．２ ｍｍ
厚の熱延板とした。その後約４０％の１法論間圧延を施
した後、１１００℃で２分間の中間焼鈍を行なった。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１７℃／Ｓで急冷処理を施した。次に約８５％の
２次冷延を施して０．２０ ｍｍ厚の最終冷延板とした
。その後鋼板表面を脱脂後、鋼板表面上に表１に掲げた
種々の脱炭促進剤および脱炭遅滞剤の希薄水溶液あるい
は希薄懸濁液（０，０１ｍｏ １／ｌ、８０℃塗布領域
は１鮒幅、塗布間隔は７ｍｍ）を、二つの凹凸表面を有
するゴムロールにより鋼板表面上に塗布し、第５図の模
式図に示すように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ＪＯを
主成分とする焼鈍分離剤をスラリー塗布してから８５０
℃から１１００℃まで１０℃／ｈｒで昇温しで２次再結
晶させた後、１２００℃で８時間乾Ｈ３中で純化焼鈍を
施した。得られた製品の磁気特性および表面性状は、表
１にあわせ示す。
％、Ｍｏ０．０１８％、酸可溶Ａ Ｉ ０．０２５％、
Ｓｅ０．０２１％、残部実質的Ｆｅより成る連鋳スラブ
を１４２０℃で５時間加熱後熱間圧延して２．２ ｍｍ
厚の熱延板とした。その後約４０％の１法論間圧延を施
した後、１１００℃で２分間の中間焼鈍を行なった。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１７℃／Ｓで急冷処理を施した。次に約８５％の
２次冷延を施して０．２０ ｍｍ厚の最終冷延板とした
。その後鋼板表面を脱脂後、鋼板表面上に表１に掲げた
種々の脱炭促進剤および脱炭遅滞剤の希薄水溶液あるい
は希薄懸濁液（０，０１ｍｏ １／ｌ、８０℃塗布領域
は１鮒幅、塗布間隔は７ｍｍ）を、二つの凹凸表面を有
するゴムロールにより鋼板表面上に塗布し、第５図の模
式図に示すように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ＪＯを
主成分とする焼鈍分離剤をスラリー塗布してから８５０
℃から１１００℃まで１０℃／ｈｒで昇温しで２次再結
晶させた後、１２００℃で８時間乾Ｈ３中で純化焼鈍を
施した。得られた製品の磁気特性および表面性状は、表
１にあわせ示す。
表 １
＊鋼板長さ方向の表面欠陥のブロック発生率（％）実施
例 ４ Ｃ０，０５８％、Ｓ ｉ ３．３６％、Ｍｎ０．０８２
％、Ｍｏ０．０１５％、酸可溶Ａ １０．０２３％、３
０．０２５％、Ｓｎ０．０７％、Ｃｕ ０．１３％、残
部実質的Ｆｅより成る連鋳スラブを１４００℃で８時間
加熱後熱間圧延を施して２． Ｏｍｍ厚の熱延板とした
のち、約４０％の１次冷延を行なった。その後１０８０
℃で３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１３℃／Ｓの急熱処理および中
間焼鈍後９００℃から５００℃までの昇温は１５℃／Ｓ
で急冷処理を施した。その後約８９％の強冷延を施して
０．１７ ｍｍ厚の最終冷延板とした後、鋼板表面を脱
脂した。その鋼板表面上にＮａ２ Ｓ２０３ （０，
０１ｍｏ ｌ／ ｌ）とＣａ （ＮＯ３） ２ （０
，００５ｍｏ １／ ］）の混合液（８０℃）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、再結晶
領域と未再結晶領域を交互に区画形成したのち、８４０
℃の湿水ｉ中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、次いでＭ
ｇＯを主成分とする焼鈍分離剤をスラリー塗布してから
８５０℃から１１００℃まで６℃／ｈｒで昇温しで２次
再結晶させたのち、１２３０℃で６時間乾Ｈ２中で純化
焼鈍を施した。得られた製品の磁気特性および表面性状
は次のようであった。
例 ４ Ｃ０，０５８％、Ｓ ｉ ３．３６％、Ｍｎ０．０８２
％、Ｍｏ０．０１５％、酸可溶Ａ １０．０２３％、３
０．０２５％、Ｓｎ０．０７％、Ｃｕ ０．１３％、残
部実質的Ｆｅより成る連鋳スラブを１４００℃で８時間
加熱後熱間圧延を施して２． Ｏｍｍ厚の熱延板とした
のち、約４０％の１次冷延を行なった。その後１０８０
℃で３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１３℃／Ｓの急熱処理および中
間焼鈍後９００℃から５００℃までの昇温は１５℃／Ｓ
で急冷処理を施した。その後約８９％の強冷延を施して
０．１７ ｍｍ厚の最終冷延板とした後、鋼板表面を脱
脂した。その鋼板表面上にＮａ２ Ｓ２０３ （０，
０１ｍｏ ｌ／ ｌ）とＣａ （ＮＯ３） ２ （０
，００５ｍｏ １／ ］）の混合液（８０℃）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、再結晶
領域と未再結晶領域を交互に区画形成したのち、８４０
℃の湿水ｉ中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、次いでＭ
ｇＯを主成分とする焼鈍分離剤をスラリー塗布してから
８５０℃から１１００℃まで６℃／ｈｒで昇温しで２次
再結晶させたのち、１２３０℃で６時間乾Ｈ２中で純化
焼鈍を施した。得られた製品の磁気特性および表面性状
は次のようであった。
磁気特性Ｂｏｏ ： １．９５ ＴＳＷ＋ｔ７ｓｏ
： ０．７２Ｗ ／ ｋｇ 、表面性状の表面欠陥のブ
ロック発生率は１．５％と良好であった。
： ０．７２Ｗ ／ ｋｇ 、表面性状の表面欠陥のブ
ロック発生率は１．５％と良好であった。
実施例 ５
Ｃ０，０６３％、Ｓ ｉ ３．３６％、Ｍｎ０．０８６
％、Ｍｏ０．０１３％、酸可溶Ａ １０．０３０％、Ｓ
ｅ０．０２２％、Ｓｂ０．０２４％、残部実質的Ｆｅよ
り成る珪素鋼スラブを１４４０℃で６時間加熱後熱間圧
延して２．２ ｍｍ厚の熱延板とした。その後約３０％
の１法論間圧延を施した後、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９０
０℃までを１３℃／Ｓで急熱処理および中間焼鈍後９０
０℃から５００℃までを１６℃／Ｓで急冷処理した。そ
の後約８５％の冷間圧延を施して０．２３ｍｍ１ｉＥの
最終冷延板に仕上げた。その後鋼板表面を脱脂した後者
２に示す種々の脱炭促進剤および遅滞剤の希薄水溶液あ
るいは希薄懸濁液（０，０１ｍｏｌ／１８０℃の溶液で
塗布領域は圧延方向に直角方向に１ｍｍ幅、塗布間隔は
６ｍｍ）を凹凸表面を有するゴムロールにより鋼板表面
上に塗布して区画形成した。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ＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤をスラリー塗布してから８５０℃から
１０８０℃まで８℃／ｈｒで昇温しで２次再結晶させた
後、１２１０℃で６時間乾Ｈ２中で純化焼鈍を施した。
％、Ｍｏ０．０１３％、酸可溶Ａ １０．０３０％、Ｓ
ｅ０．０２２％、Ｓｂ０．０２４％、残部実質的Ｆｅよ
り成る珪素鋼スラブを１４４０℃で６時間加熱後熱間圧
延して２．２ ｍｍ厚の熱延板とした。その後約３０％
の１法論間圧延を施した後、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９０
０℃までを１３℃／Ｓで急熱処理および中間焼鈍後９０
０℃から５００℃までを１６℃／Ｓで急冷処理した。そ
の後約８５％の冷間圧延を施して０．２３ｍｍ１ｉＥの
最終冷延板に仕上げた。その後鋼板表面を脱脂した後者
２に示す種々の脱炭促進剤および遅滞剤の希薄水溶液あ
るいは希薄懸濁液（０，０１ｍｏｌ／１８０℃の溶液で
塗布領域は圧延方向に直角方向に１ｍｍ幅、塗布間隔は
６ｍｍ）を凹凸表面を有するゴムロールにより鋼板表面
上に塗布して区画形成した。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ＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤をスラリー塗布してから８５０℃から
１０８０℃まで８℃／ｈｒで昇温しで２次再結晶させた
後、１２１０℃で６時間乾Ｈ２中で純化焼鈍を施した。
得られた製品の磁気特性および表面性状を表２にあわせ
示す。
示す。
表 ２
＊口板の長さ方向の表面欠陥のプロ・ツク発生率（％）
（発明の効果） 以上の説明で明らかなようにこの発明はＢ、。が１．９
２Ｔ以上で、鉄損が０．８５ Ｗ／ｋｇ （０，２３ｍ
ｍ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
ることができそれというのは素材中に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の鋼板表面に
局部的に区画形成した領域に限定した無機化合物を塗布
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のである。
（発明の効果） 以上の説明で明らかなようにこの発明はＢ、。が１．９
２Ｔ以上で、鉄損が０．８５ Ｗ／ｋｇ （０，２３ｍ
ｍ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
ることができそれというのは素材中に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の鋼板表面に
局部的に区画形成した領域に限定した無機化合物を塗布
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のである。
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法論間圧延および２法論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を示す図表、 第５図は塗布要領の模式図である。
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法論間圧延および２法論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を示す図表、 第５図は塗布要領の模式図である。
Claims (1)
- 【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９
００℃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、その表面上に、局所的にＳｎ、Ｐｂ、Ａｓ
、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂ
ａ、ＫおよびＮａを含む化合物のうちから選ばれる少な
くとも一種を含む希薄溶液又は希薄懸濁液の塗布領域の
区画形成を経て、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
損薄手高磁束密度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％、 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％、さらにＳｂ
０．２ｗｔ％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０．１〜０．２５ｍｍ厚の最終板厚に
仕上げた薄手冷延板を、その表面上に、局所的にＳｎ、
Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｍｇ、Ｃａ
、Ｓｒ、Ｂａ、ＫおよびＮａを含む化合物のうちから選
ばれる少なくとも一種を含む希薄溶液又は希薄懸濁液の
塗布領域の区画形成を経て、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
優れた低鉄損薄手高磁束密度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％、 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％、さらにＣｕ
０．２ｗｔ％以下および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０．１〜０．２５ｍｍ厚の最終板厚に
仕上げた薄手冷延板を、その表面上に、局所的にＳｎ、
Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｍｇ、Ｃａ
、Ｓｒ、Ｂａ、ＫおよびＮａを含む化合物のうちから選
ばれる少なくとも一種を含む希薄溶液又は希薄懸濁液の
塗布領域の区画形成を経て、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
優れた低鉄損薄手高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18675987A JPS6372825A (ja) | 1987-07-28 | 1987-07-28 | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18675987A JPS6372825A (ja) | 1987-07-28 | 1987-07-28 | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19941584A Division JPS6179721A (ja) | 1984-09-26 | 1984-09-26 | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6372825A true JPS6372825A (ja) | 1988-04-02 |
Family
ID=16194144
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18675987A Pending JPS6372825A (ja) | 1987-07-28 | 1987-07-28 | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6372825A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02115319A (ja) * | 1988-10-21 | 1990-04-27 | Kawasaki Steel Corp | 高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JP2012001741A (ja) * | 2010-06-14 | 2012-01-05 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN107385178A (zh) * | 2017-07-18 | 2017-11-24 | 浙江华赢特钢科技有限公司 | 一种改进的无取向冷轧硅钢片的退火工艺 |
| CN110607496A (zh) * | 2018-06-14 | 2019-12-24 | 东北大学 | 一种具有Goss织构的Fe-Si合金的制备方法 |
-
1987
- 1987-07-28 JP JP18675987A patent/JPS6372825A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02115319A (ja) * | 1988-10-21 | 1990-04-27 | Kawasaki Steel Corp | 高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JP2012001741A (ja) * | 2010-06-14 | 2012-01-05 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN107385178A (zh) * | 2017-07-18 | 2017-11-24 | 浙江华赢特钢科技有限公司 | 一种改进的无取向冷轧硅钢片的退火工艺 |
| CN110607496A (zh) * | 2018-06-14 | 2019-12-24 | 东北大学 | 一种具有Goss织构的Fe-Si合金的制备方法 |
| CN110607496B (zh) * | 2018-06-14 | 2021-03-26 | 东北大学 | 一种具有Goss织构的Fe-Si合金的制备方法 |
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