JP3179549B2

JP3179549B2 - 方向性けい素鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3179549B2
Application number: JP04634592A
Authority: JP
Inventors: 道郎小松原; 勝生岩本; 康之早川; 孝宏菅
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1992-02-03
Filing date: 1992-02-03
Publication date: 2001-06-25
Anticipated expiration: 2016-06-25
Also published as: JPH05214445A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、方向性けい素鋼板の
製造方法に関し、とくに均一化焼鈍や中間焼鈍の際に消
失した鋼板表層のAlＮを、最終冷延前の焼鈍時に効果的
に回復させることによって、製品板厚への薄肉化に伴う
磁束密度の劣化を防止し、高磁束密度を維持しようとす
るものである。

【０００２】

【従来の技術】方向性けい素鋼板は、主として変圧器の
鉄心材料として用いられ、その磁気特性としては、磁束
密度が高いことと、鉄損が低いことが要求される。近
年、製造技術の進歩により、例えば板厚：0.23mmの鋼板
では、磁束密度Ｂ₈（磁化力 800 A/mにおける値) ：1.9
2Ｔのものが得られ、また鉄損特性Ｗ_17/50（50 Hz, 1.7
Ｔの最大磁化の時の値）が0.90 W/kg の如き優れた製品
の工業的規模での生産もできるようになった。

【０００３】上記のような優れた磁気特性を有する材料
は、鉄の磁化容易軸である <001>方位が鋼板の圧延方向
に高度に揃った結晶組織で構成される。かかる集合組織
は、方向性けい素鋼板の製造工程中、最終仕上げ焼鈍の
際に、(110)[001]方位を有する結晶粒を優先的に巨大成
長させるいわゆる２次再結晶と呼ばれる現象を通じて形
成される。この(110)[001]方位の２次再結晶粒を十分に
成長させるための基本的な要件としては、２次再結晶過
程において(110)[001]方位以外の好ましくない方位を有
する結晶粒の成長を抑制するためのインヒビターの存在
と、(110)[001]方位の２次再結晶粒が十分に発達するの
に好適な１次再結晶組織の形成とが不可欠であることは
周知の事実である。ここにインヒビターとしては、一般
にMnＳ,MnSe及びAIＮ等の微細析出物が利用され、さら
にこれらに加えSb, Sn等の粒界偏析型の元素を複合添加
して、インヒビターの効果を補強することが行われてい
る（例えば特公昭51-13469号公報、特公昭54-32412号公
報）。

【０００４】従来、MnＳやMnSeを主要インヒビターとす
るものは、２次再結晶粒径が小さいので、鉄損の低減に
は有利であった。しかしながら近年、レーザー照射法や
プラズマジェット法など、人工的に擬似粒界を導入し、
磁区細分化が図れるようになって以来、２次再結晶粒径
のサイズが小さいことによる優位性は低下し、代わって
磁束密度を高くすることがより重要になってきた。

【０００５】磁束密度の高い方向性けい素鋼板を得る方
法は古くから知られており、例えば特公昭46-23820号公
報に記載されているように、(1) 鋼中にインヒビター成
分としてAlＮを含有させる、(2) 最終冷間圧延前の焼鈍
の冷却を急冷にしてAlＮを析出させる、(3) 最終冷間圧
延の圧下率を80〜95％と高圧下率にする、以上３点の結
合により製造できるとされている。しかし上記の方法で
は、製品の板厚を薄くすると、磁束密度が急激に劣化す
るという欠点があり、近年指向されているような例えば
板厚：0.25mm以下の製品でＢ₈：1.94Ｔ以上の優れた製
品を安定して製造することは極めて困難であった。

【０００６】この点、発明者らは先に、AlＮを主要イン
ヒビターとする方向性けい素鋼素材にSbを添加し、かつ
仕上げ焼鈍方法を改善することにより、鋼板の最終板厚
が薄い場合にも極めて高い磁束密度が得られることを見
出し、特開平２−115319号公報において開示した。しか
しながら、上記の方法によってもなお、高磁束密度の材
料を工業的に安定して製造することは必ずしも容易では
なかった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】上述したとおり、Sbを
含有させた場合、工業的規模での製造においては２次再
結晶が起きないという問題が発生し、安定して高磁束密
度の材料を得ることが極めて難しかった。すなわち、熱
間圧延後の鋼板を用いて研究室で処理した場合には極め
て高い磁束密度が得られる材料であっても、同一組成の
コイルを工業的に処理した場合には磁束密度が低く、２
次再結晶が起きないという現象がしばしば見受けられた
のである。

【０００８】そこで発明者らは、各工程におけるサンプ
ルを採取して、この原因を調査したところ、均一化焼鈍
後や中間焼鈍後において、鋼板表層部にインヒビターで
あるAlＮの析出が認められないことに原因があることを
突き止めた。すなわち、かようなAlＮの消失によって鋼
板表層の抑制力が低下し、最終仕上げ焼鈍中に正常粒成
長が起こる結果、２次再結晶不良が発生することが工業
生産上での失敗原因であることを究明した。

【０００９】鋼板表層のAlＮが均一化焼鈍や中間焼鈍に
よって喪失するという現象は、Sbを含有しない鋼におい
ても生じているが、これらの鋼では、かような現象が特
別深刻な問題を引き起こしていない。この理由は、発明
者らの調査によると、最終仕上げ焼鈍中、２次再結晶前
までに鋼板表層の再窒化が起こり、表層部に再びAlＮの
析出物が形成されるためであることが判明した。すなわ
ち箱焼鈍で行われる最終仕上げ焼鈍では、２次再結晶前
（ 900℃より低温) の段階で窒素雰囲気に長時間さらさ
れることから、鋼中の過剰のAlが表層部に拡散し、鋼板
表面から拡散してくる窒素と結合してAlＮが再析出する
ため、一時期失われた鋼板表層の抑制力が、２次再結晶
の直前に幸いにも回復し、そのため通常はこの問題は顕
在化しなかったのである。しかしながらSbを含有する鋼
の場合、表層抑制力の回復機構が働かない。この理由
は、Sbは鋼板表面に偏析して窒化を抑制することから、
一度消失したAlＮを再度、回復、析出させることは極め
て難しくなることによるものであると考えられる。

【００１０】ところで鋼板表層の抑制力を強化する技術
としては、Alを含有する方向性けい素鋼板の焼鈍時の雰
囲気として窒素を用い、鋼板表面を窒化させてAlＮを析
出させることにより、抑制力を強化する技術が、特公昭
50-19489号公報に開示されている。この点に関して発明
者が実際試みたところ、Sbを含有する鋼板は前述の現象
によってやはり窒化が抑制されるため、その効果は薄
く、製品の磁気特性を向上させるまでには至らなかっ
た。

【００１１】

【課題を解決するための手段】さて発明者らは、AlＮを
インヒビターとして含み、かつSbを併せて含有する方向
性けい素鋼板において、鋼板表層の抑制力の喪失を回避
する技術について鋭意検討した結果、最終冷間圧延前に
おける焼鈍において、焼鈍前に鋼板表面に窒化促進剤を
塗布し、かつ焼鈍雰囲気中におけるN₂の分圧比率を20％
以上にすると共に、最終冷間圧延前の焼鈍における冷却
条件を改善することにより、板厚が薄くなっても磁束密
度の高い方向性けい素鋼板が安定して得られることの知
見を得た。また上記焼鈍の冷却途中に歪みを導入するこ
とが、磁束密度の改善に有効に寄与すること、さらには
焼鈍雰囲気中のO₂＋H₂O ＋CO₂ の合計分圧比率を２％以
上とすることにより、鋼板表層の窒化がさらに促進さ
れ、鋼板表層の抑制力の一層の強化が図れることも併せ
て知見した。

【００１２】この発明は、上記の知見に立脚するもので
ある。すなわちこの発明は、インヒビターとしてAlＮを
含み、かつSbを併せて含有する方向性けい素鋼素材を、
熱間圧延したのち、均一化焼鈍に引き続き、圧下率が80
〜95％の１回の冷間圧延、又は最終冷延の圧下率が80〜
95％の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施し、ついで脱
炭・１次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最
終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって方向性けい素鋼
板を製造するに当たり、最終冷延前の焼鈍に先立ち、鋼
板表面に窒化促進剤を付着させ、該焼鈍を雰囲気中にお
けるN₂の分圧比率が20％以上の条件下に行うと共に、該
焼鈍における均熱処理後、15〜500 ℃/sの冷却速度で 4
50〜200 ℃の温度まで急冷し、ついでａ．急冷到達温度で10〜90秒間保持したのち急冷する
か、またはｂ．急冷到達温度から２℃/s以下の冷却速度で冷却する
徐冷処理を、10〜90秒間行ういずれかの炭化物析出制御
処理を行うことからなる方向性けい素鋼板の製造方法
（第１発明）である。

【００１３】またこの発明は、第１発明において、15〜
500 ℃/sの冷却速度で 450〜200 ℃の温度まで急冷後、
急冷到達温度から 200℃に至る間に、 0.005〜3.0 ％の
微小歪みを付加しつつ、又は付加したのち、ａ．急冷到達温度から 200℃までの所定温度に、10〜18
0 秒間にわたる保持を経て冷却するか、またはｂ．急冷到達温度から 200℃までの温度域を、２℃/s以
下の冷却速度で徐冷する処理を10〜180 秒間行ういずれ
かの炭化物析出制御処理を行うことからなる方向性けい
素鋼板の製造方法（第２発明）である。

【００１４】さらにこの発明は、上記第１又は第２発明
において、さらに最終冷延前の焼鈍雰囲気中におけるO₂
＋H₂O ＋CO₂ の合計分圧比率を２％以上とすることから
なる方向性けい素鋼板の製造方法（第３発明）である。

【００１５】以下、この発明を由来するに至った実験結
果に基づきこの発明を具体的に説明する。前述したよう
に、均一化焼鈍や中間焼鈍によって鋼板表層部のAlＮが
消失し、表層の抑制力が失われる。この原因は、鋼板表
層の酸化物又は酸化性雰囲気によって表面での鋼中Alの
酸化やＮの酸化が進行し、このため表層付近にAlやＮの
欠乏層が形成され、その結果、AlＮの分解、消失が進行
していくためである。従ってかかる現象を抑制するため
には、鋼中に過剰に存在するAlを窒化をさせることが有
効であると考えられる。

【００１６】そこで発明者らはまず、雰囲気中のＮの影
響について調査した。Ｃ：0.07wt％（以下単に％で示す）, Si：3.3 ％, Mn：
0.08％, Ｐ：0.005 ％, Se：0.020 ％, Sb：0.030 ％,
Al：0.025 ％及びＮ：0.0080％を含み、残部は実質的に
Feの組成になるけい素鋼素材を、常法により2.0 mm厚に
熱間圧延したのち、1000℃で均一化焼鈍後、1.5 mmの厚
さに冷間圧延し、ついでN₂中で1100℃,２分間の焼鈍を
施した。この時の鋼中のＮ量を分析したところ75 ppm
で、素材段階におけるＮ量よりも減少していた。そこで
発明者は次に、炉中に通入するN₂のガス流量を大きくし
た場合について調査した。すなわち試料１ｇに対して１
l/minのN₂ガスを導入したところ、焼鈍後の鋼中Ｎは79
ppmまで増加することが判った。しかしながら上記の方
法は大量のガスを必要とし、これを工業的に適用するこ
とは極めて不利である。

【００１７】そこで他の方法について模索したところ、
その過程で、排ガス中に極めて微量に含まれているCOガ
スが鋼の窒化を阻害していることを究明した。ここに微
量のCOガスが鋼の窒化を阻害する機構については定かで
はないが、COの発生は鋼に含まれるＣがAlやＮの酸化と
同様に酸化されて発生したものと思われる。従ってかか
るCOの悪影響を除くために、ガス流量を増加させてCOの
逸散を促進させたわけである。その他にも、理由は不明
であるが、H₂O, CO_2,O₂といった酸素ポテンシアルを高
めるガス成分を積極的に添加することが有効であること
が新たに見出された。この理由は、COと、H₂O, CO_2,O₂
といったガス成分とのバランスが、鋼の窒化に関して微
妙な影響を及ぼしているためと考えられる。

【００１８】図１に、N₂中におけるこれらH₂O, CO_2,O₂
の合計分圧比率を種々に変化させて、前述と同様の実験
を行った場合における、焼鈍後の鋼中窒素量について調
べた結果を示す。同図より、H₂O, CO_2,O₂の合計分圧比
率を２％以上とすれば、N₂ガス流量を増大させた場合と
同等の効果が得られることが判る。

【００１９】そこで、工場での焼鈍炉に、CO₂1.5 ％、
露点25℃、残分N₂バランスの雰囲気ガス（CO₂＋H₂O の
分圧比率 4.6％）を導入し、実際のコイルで実験を行っ
てみた。その結果、コイルの一部についてはＢ₈＝1.94
1 Ｔという極めて良好な磁気特性が得られたものの、大
部分は1.76〜1.86Ｔ程度の低いレベルであり、満足いく
ものではなかった。

【００２０】そこでかかる困難を打破すべく、従来と発
想を全く変え、鋼板表層に薬剤を塗布することによる窒
化促進について考察した。このようなことは、今まで試
みられたことがなく、発明者が数多くの試薬を試用した
結果、後述するような鋼板の窒化を促進させる一群の薬
剤が見出されたのである。

【００２１】さて前述した厚み 1.5mmの冷延鋼板を３分
割し、一つはそのまま、他の一つは10％にKNO₃水溶液中
に、残る一つは30％のKNO₃水溶液中に浸漬した後、乾燥
し、いずれも50％N₂、露点35℃、残りH₂バランスの雰囲
気中で1100℃, ２分間の焼鈍を行った。この時の鋼中の
Ｎ量を分析したところ、焼鈍後のＮ量は何もしない前者
が72 ppm、一方 KNO₃ 水溶液に浸漬した後者はそれぞれ
89 ppm, 96 ppmであった。

【００２２】また各鋼板の断面組織を腐食法によるＳＥ
Ｍで観察したところ、図２に示すように、そのまま焼鈍
した鋼板は鋼板表層部においてAlＮの析出が全く認めら
れなかった（図２ (ａ) ）。これに対し、窒化促進剤で
あるKNO₃を塗布した場合 (同図 (ｂ), (ｃ) ）は、鋼板
表層部のサブスケール直下において明瞭なAlＮの微細析
出が認められた。

【００２３】ここで、窒化促進剤塗布の効果について、
発明者らが調査し解明した機構について述べる。一般
に、鋼中にSbが存在する場合には、表面に形成されるサ
ブスケールと呼ばれる酸化膜の形態が大きく変化するこ
とが知られている。すなわち、Sbの存在によって酸化膜
が偏平で稠密となることが知られており、これがＣやＮ
の拡散を抑制するため、一般に、脱炭、脱窒、浸炭及び
浸窒などは阻害される。図２の (ａ) は、窒化促進剤を
塗布していない場合であるが、細かく緻密なサブスケー
ルが発達していることがわかる。これに対し図２の
(ｂ) と (ｃ) は窒化促進剤を表面に塗布した場合であ
るが、サブスケールの層は破壊され、表面から地鉄界面
に向ってパイプ状のボイド (ｂ) もしくは広い空洞層
(ｃ) が形成されている。かかるパイプ状のボイドや空
洞層を通して雰囲気ガスが直接地鉄界面に接触するた
め、窒化が促進されるものと思われる。

【００２４】ちなみに図２の (ｂ) や (ｃ) の地鉄界面
には微細析出物が多数観察され、これは分析電顕により
AlＮであることが確認されている。表面にKNO₃の窒化促
進剤を塗布した場合に生ずるサブスケールのこのような
変化は、サブスケール生成物であるシリカが変質したこ
とによるものである。抽出物を分析したところ、KNO₃を
塗布した場合、シリカ中に K₂Oが固溶していた。このこ
とにより、シリカの表面張力が変化するために、形状が
変化し、ボイドないし空洞が形成されたものと思われ
る。

【００２５】さて窒化促進剤として有効な薬剤として、
発明者らが見出したもの示すと、次のとおりである。KC
l, KNO₃, KF, KBr, K₂CO₃, KHCO₃, MgCl₂, Mg(NO₃)₂, M
gF₂, MgBr₂, MgCO₃,CaCl₂, Ca(NO₃)₂, CaF₂, NaCl, NaN
O₃, NaF, NaBr, Na₂CO₃, NaHCO₃ など。ここにかかる薬
剤の付着量は、鋼板の片面当たり 0.5〜30 g/m²の範囲
が好適である。というのは付着量が 0.5 g/m²より少な
いと窒化促進の効果を得るには不十分であり、一方 30
g/m²を超えると鋼板表面の性状が劣化するおそれがある
からである。付着方法については、ロールで塗布する方
法、スプレーで塗布する方法、静電塗装など既知の方法
いずれもが適用でき、また薬剤を粉末のままで塗布して
も、水などの溶媒に溶かした後、塗布、乾燥しても良
い。塗布時期については、図３に示すように、最終冷延
前の焼鈍に先立つ時期であればいつでも有効で、とくに
焼鈍の直前に付着することがその効果を最も発揮させる
上で有効である。

【００２６】なお窒化促進剤を付着させる工程を独立に
設けても良いが、最終冷延の前の焼鈍工程に連結させて
処理する方が有利である。すなわち冷間圧延が１回の場
合には、その直前の均一化焼鈍に先立って窒化促進剤を
付着させ、一方冷間圧延を２回施す場合には、２回目の
冷間圧延が最終冷間圧延となるので、その直前の中間焼
鈍に先立って窒化促進剤を付着させるのである。

【００２７】最終冷延前の焼鈍の雰囲気としては、窒化
を進行させるために、N₂分圧比率を20％以上とすること
が必要である。というのは20％に満たないと窒化促進剤
を付着しても十分な窒化が達成できず磁束密度の劣化を
招くからである。また、さらに雰囲気成分としてO₂やH₂
O, CO₂といった酸素ポテンシァル源となるガスを合計の
分圧比率で２％以上加えることが、焼鈍中に発生するCO
ガスの悪影響を取除く上で、一層有効である。残るガス
成分については、H₂等の還元性ガスやAr等の中性ガスを
含有させて、雰囲気組成のバランスを保つことは差し支
えない。従ってアンモニア分解ガス（N₂＝25％, H₂＝75
％）を加湿した雰囲気やプロパン燃焼ガスといった空気
に近い組成の雰囲気ガスで十分窒化の効果が得られる。
なおこれらの雰囲気ガス組成は、昇温、均熱中は所定の
組成に保たれる必要があるが、冷却中は窒化作用が少な
いので他の雰囲気ガスに置き換えることも可能である。

【００２８】以上述べたとおり、最終冷延前の焼鈍に先
立ち、窒化促進剤を鋼板表面に付着させると共に、炉の
雰囲気を制御することにより、所期の目的は達成でき
る。しかしさらに最終冷延前の焼鈍における均熱処理後
の冷却条件を改善し、炭化物の析出を制御することによ
り、磁束密度の一層の向上を図ることができる。そこで
次に、最終冷間圧延前の焼鈍における均熱処理後の冷却
条件について説明する。

【００２９】すなわち最終冷延前における焼鈍の均熱処
理後の冷却処理として、15〜500 ℃/sの速度で 450〜20
0 ℃まで急冷し、ついでａ．急冷到達温度で10〜90秒間保持したのち急冷する
か、またはｂ．急冷到達温度から２℃/s以下の冷却速度で冷却する
徐冷処理を、10〜90秒間行ういずれかの処理を行って、炭化物の析出を制御すること
により、さらに磁束密度の向上を図ることができるので
ある。

【００３０】ここで急冷到達温度が 450℃を超えると、
カーバイドが粒界に粗大析出するので、１次再結晶集合
組織の改善効果がなく、一方 200℃未満ではカーボンが
固溶するか、またはカーバイドとして析出してもサイズ
が小さいため、やはり１次再結晶集合組織の改善効果が
少ない。また急冷到達温度までの冷却速度が15℃/sに満
たないと、高温でカーバイドの析出がはじまるので、や
はり１次再結晶集合組織を十分に改善することができ
ず、一方 500℃/sを超える冷却速度では急冷到達温度の
制御が難しい。

【００３１】次に、急冷処理後のカーバイドの析出制御
処理としては、一定温度保持でも徐冷処理でもよいが、
徐冷処理の場合は２℃/s以下の冷却速度とする必要があ
る。というのは冷却速度が２℃/sを超えるとカーバイド
の析出サイズの制御が困難となるからである。また処理
時間はいずれの場合も、10〜90秒間とする必要がある。
というのは10秒に満たないと析出量及びサイズとも不十
分であり、一方90秒を超えると析出サイズが粗大化し、
１次再結晶集合組織の改善効果が小さくなるからであ
る。

【００３２】ところで上記したカーバイドの析出処理の
際に、歪みを付与することにより、カーバイドの制御の
ための温度、時間の範囲がさらに拡大することができ
る。ここにカーバイドの析出温度範囲は 500℃から 200
℃の範囲で、析出時間は10秒から 180秒の範囲であり、
この範囲を外れた場合はカーバイドのサイズ、析出量及
び析出位置が不適切で１次再結晶集合組織の改善効果に
乏しい。

【００３３】このように歪みを付与することによってカ
ーバイドの析出形態を制御することができる理由は、導
入された転位がカーバイドの析出核になることによるも
のと考えられる。このため、歪みを付与した場合、カー
バイドの析出形態が安定化するのである。ここにかよう
な効果が得られる歪み量としては、 3.0％以下（好まし
くは0.05％以上）とする必要がある。というのは歪み量
が 3.0％を超えると析出カーバイドのサイズが小さくな
り過ぎて、十分満足のいくほど１次再結晶集合組織が改
善されないからである。なおかような微小歪み導入処理
は、 500〜200 ℃, 10〜180 秒の範囲であれば、炭化物
析出制御処理の前であっても、該処理の最中であっても
いずれでもかまわない。かくして炭化物析出制御処理に
おける処理時間が、かかる微小歪み導入処理を施さない
場合の10〜90秒から10〜180 秒まで拡大されるのであ
る。

【００３４】ついで最終冷間圧延を施すわけであるが、
この最終冷間圧延における圧下率については、公知のよ
うに高磁束密度を得るためには高圧下率とする必要があ
る。具体的には１回のみの冷間圧延であっても２回の冷
間圧延であっても、圧下率はいずれも80〜95％とする必
要がある。というのは圧下率が80％より少ないと高磁束
密度が得られず、一方95％を超えると２次再結晶が困難
となるからである。なお最終冷延の途中で時効処理を行
うことは、製品の鉄損を低減する上で有利である。特に
Sbを含有するこの発明の成分系では短時間のただ一回の
時効処理によって磁束密度の格段の向上が認められる点
に優れた特長がある。最終圧延後の鋼板は脱脂処理を施
した後、脱炭・１次再結晶焼鈍に供される。

【００３５】ついで鋼板表面に MgOを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布してから、コイル状に巻き、最終仕上げ焼
鈍を施し、その後必要に応じて絶縁コーティングを施す
が、時にレーザーや、プラズマ、その他の手法によって
磁区細分化処理を施すことが可能であることは云うまで
もない。

【００３６】

【作用】この発明における方向性けい素鋼素材の好適成
分組成について説明する。Ｃは、熱間圧延組織の改善に
必要であるが、多過ぎると脱炭が困難となるので0.035
〜0.090 ％程度が好ましい。

【００３７】Siは、あまりに少ないと電気抵抗が小さく
なって良好な鉄損特性が得られず、一方多過ぎると冷間
圧延が困難になるので、 2.5〜4.5 ％程度の範囲が好適
である。

【００３８】インヒビターについては、高磁束密度を得
るためにはAlＮがとりわけ有利であるので、この発明で
もインヒビターとしてAlＮを用いるものとするが、多過
ぎるとかえって微細析出が困難となるので、0.01≦酸可
溶Al≦0.15％，0.0030≦Ｎ≦0.020 ％程度とするのが好
ましい。

【００３９】なおこの場合に、Ｓ，Seをインヒビター形
成元素として補助的に含有させても良い。かかるＳやSe
は、MnＳ又はMnSeとして析出しインヒビターとして有効
で、このうちMnSeは特に最終仕上げ板厚が薄くなっても
抑制効果が強いので、好ましい。かようなMnＳ, MnSeを
微細析出させるのに好適なＳやSeの範囲は単独及び併用
いずれの場合も0.01〜0.04％程度である。なおMnは、上
記したとおりインヒビター成分として必要であるが、多
過ぎると溶体化が困難であるので0.05〜0.15％の範囲が
好適である。

【００４０】この発明ではさらに、Sbを鋼中に含有させ
ることが必須であり、その含有量は0.005 〜0.08％程度
とすることが好ましい。かかるSbを含有させることによ
り、鋼板板厚の薄い場合にも極めて高い磁束密度の製品
が得られる。これは、Sbの鋼板表面や結晶粒界への偏析
効果が有効に作用して、鋼板板厚の小さい場合にも、イ
ンヒビター抑制効果が維持されるからである。

【００４１】以上の他さらに、磁性の向上のために、C
u, Cr, Bi, Sn, Ｂ, Ge等のインヒビター補強元素も適
宜添加することができ、その範囲も公知の範囲でよい。
また熱間脆化に起因した表面欠陥防止のためには、 0.0
05≦Mo≦0.020 ％の範囲のMo添加が好ましい。

【００４２】さてかかる鋼素材の製造工程に関しては公
知の製法を適用し、製造されたインゴット又はスラブ
を、必要に応じて再生し、サイズを合せた後、加熱し、
熱延する。熱延後の鋼帯は１回の冷間圧延、あるいは中
間焼鈍を挟む２回の冷間圧延によって最終板厚とする。
そしてこの最終冷延前の焼鈍処理に先立ち、鋼板表面に
窒化促進剤を付着させたのち、前述したような制御冷
却、さらには炭化物析出制御処理を施すのである。ここ
にかかる焼鈍における処理温度は、AlＮの溶体化のため
には 850〜1200℃程度の高温とすることが望ましい。

【００４３】

【実施例】実施例１表１に示す種々の成分組成になる鋼片（記号Ａ〜Ｈ）
を、常法に従って熱間圧延し、板厚 2.2 mm の熱延コイ
ルとした。その後1000℃, 90秒の均一化焼鈍を施した
後、冷間圧延で1.50mmの中間板厚とした。ついで窒化促
進剤として KHCO₃の10％水溶液を鋼板表面に、乾燥後の
片面当たりの付着量が４g/m²となる量ロール塗布した。
その後、40％N₂、露点：40℃、残りH₂の雰囲気中で、11
00℃, 90ｓの中間焼鈍を施した後、 350℃まで50℃/sの
速度で急冷し、ついで約 1.5℃/sの冷却速度となる徐冷
帯を12秒間通過させたのち、大気放冷した。その後、各
鋼帯を0.22mmの最終板厚に冷延したのち、電解脱脂を施
してから、湿水素中で 850℃,２分間の脱炭・１次再結
晶焼鈍を施したのち、 MgOを主体とする（５％のTiO₂を
含む）焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃, 10ｈの最終
仕上げ焼鈍を施した。その後、表面に張力コーティング
を施し、一部について公知のプラズマジェット法による
８mmピッチの磁区細分化処理を行った。かくして得られ
た鋼板の磁区細分化処理前後における磁気特性について
調べた結果を表２に示す。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】実施例２前掲表１に示した鋼片Ｆを、常法に従って熱間圧延し、
1.8 mm及び1.5 mmの熱延板とした。その後1000℃, 90ｓ
の均一化焼鈍後、自然放冷し、それぞれ1.2 mm及び1.0
mmの板厚に１回目の冷間圧延した後、２分割し、一方は
15％KNO₃水溶液中に浸漬、乾燥して1.4 g/m²のKNO₃を付
着させた後、他方はそのまま、N₂：40％，露点：30℃、
残りH₂バランスの雰囲気中で1100℃, 50ｓの中間焼鈍を
施した。この時、冷却は 350℃まで60℃/sの平均速度で
急冷後、ベンディングロールを備える徐冷ボックスを通
して0.01％の歪を付加しつつ、２℃/sの速度で 310℃ま
で徐冷後、水令した。その後、板厚1.2 mmのものは0.18
mm、一方1.0 mmのものは0.15mmの最終板厚に冷間圧延し
たが、それぞれ0.60mm及び0.50mmの板厚とした時に、 3
00℃, ２分間の時効処理を施し最終冷延を続行した。

【００４７】最終冷延後、脱脂し、湿水素中で 850℃、
２分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を行ったのち、 MgOを主
体とする（10％のTiO₂を含む）焼鈍分離剤を塗布してか
ら、1200℃, 10ｈの最終仕上げ焼鈍を施した。その後、
表面に張力コーティングを施し、エレクトロンビームを
５mmピッチで照射し、磁区細分化処理を行った。かくし
て得られた鋼板の磁気特性について調べた結果を表３に
示す。

【００４８】

【表３】

【００４９】実施例３前掲表１に示した鋼片Ｇを、常法に従って熱間圧延し、
板厚 2.4mmの熱延板とした。このコイルをａ，ｂ，ｃ，
ｄ，ｅに５分割し、いずれも窒化促進剤としてK₂CO₃ を
片面当たり３g/m²付着させたのち、1175℃で90秒間焼鈍
したが、その時の雰囲気のN₂分圧比率を、ａは10％，ｂ
は23％，ｃは45％，ｄとｅは75％とし、ｅは CO₂２％と
d.p.(dew point) 20℃を付加した。なお残りのガスはH₂
でバランスをとった。この焼鈍の冷却は、ミストを噴射
する方法で、1175℃から 330℃まで40℃/sの平均冷却速
度で冷却した後、保熱帯で 330℃, 20秒間の一定温度処
理を施したのち、大気中で自然放冷した。その後、それ
ぞれ0.30mmの最終板厚に冷間圧延したが、途中の板厚に
おいて、一度 300℃で１分間の時効処理を施した。冷間
圧延後は、脱脂し、湿水素中で 850℃、２分間の脱炭・
１次再結晶焼鈍を行ったのち、MgO を主体とする（２％
の SrSO₄を含む）焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃,1
0時間の最終仕上げ焼鈍を施した。その後、表面に張力
コーティングを施し磁気特性を測定した。この時の値を
表４に示す。

【００５０】

【表４】

【００５１】実施例４前掲表１に示した鋼片Ｆを、常法に従って熱間圧延し、
板厚 2.2mmの熱延コイルとした。その後1000℃, 90秒の
均一化焼鈍を施した後、冷間圧延で1.50mmの中間板厚と
した。ついで窒化促進剤として15％の K₂CO₃水溶液を鋼
板表面に、乾燥後の片面当たりの付着量が 2.5g/m²とな
る量スプレー塗布した。その後、鋼板を３分割し、一方
は60％N₂、露点35℃、残りH₂の雰囲気中で1100℃，60秒
の中間焼鈍を施したのち、ミストを吹き付けて 330℃ま
で40℃/sの速度で急冷し、ついで 1.5℃/sの速度で20秒
間徐冷したのち、水中に投入した（コイルａ）。

【００５２】また別のコイルは、60％N₂、露点35℃、残
りH₂の雰囲気中で1100℃，60秒の中間焼鈍を施したの
ち、ミストを吹き付けて 350℃まで40℃/sの速度で急冷
し、ついでベンディングロールを備える徐冷ボックスを
通して 0.3％の歪みを付加しつつ、２℃/sの速度で15秒
間徐冷したのち、水中に投入した（コイルｂ）。さらに
残りのコイルは、60％N₂、露点35℃、残りH₂の雰囲気中
で1100℃，60秒の中間焼鈍を施したのち、ミストを吹き
付けて80℃まで35℃/sの速度で急冷し、水中に投入した
（コイルｃ）。

【００５３】その後、３者とも、0.22mmの最終板厚に冷
間圧延したのち、電解脱脂を施してから、湿水素中で 8
50℃、２分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を行い、ついで M
gOを主体とする（５％のTiO₂と３％の Sr(OH)₂・8H₂Oを
含む）焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃, 10時間の最
終仕上げ焼鈍を施した。その後、表面に張力コーティン
グを施し磁気特性を測定した。この時の値を表５に示
す。

【００５４】

【表５】

【００５５】

【発明の効果】かくしてこの発明によれば、製品の板厚
によらず、磁束密度の極めて高い方向性けい素鋼板を安
定して得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】焼鈍雰囲気中のH₂O, CO₂及びO₂の合計分圧比率
と焼鈍後の鋼中Ｎ量との関係を示したグラフである。

【図２】(ａ) は、Sb含有けい素鋼における通常の焼鈍
後の鋼板表層の断面を示す顕微鏡金属組織写真である。
（ｂ），（ｃ）はそれぞれ、この発明の従う窒化促進剤
を鋼板表面に塗布した場合における焼鈍後の鋼板表層の
断面を示す顕微鏡金属組織写真である。

【図３】この発明に従う製造方法を工程順に示したブロ
ック図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者菅孝宏千葉県千葉市川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究本部内 (56)参考文献特開平２−115319（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−190324（ＪＰ，Ａ) 特開昭62−202024（ＪＰ，Ａ) 特開平３−72025（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/12 C23C 8/26 C22C 38/00 303 C22C 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】インヒビターとしてAlＮを含み、かつSb
を併せて含有する方向性けい素鋼素材を、熱間圧延した
のち、均一化焼鈍に引き続き、圧下率が80〜95％の１回
の冷間圧延、又は最終冷延の圧下率が80〜95％の中間焼
鈍を挟む２回の冷間圧延を施し、ついで脱炭・１次再結
晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍
を施す一連の工程によって方向性けい素鋼板を製造する
に当たり、最終冷延前の焼鈍に先立ち、鋼板表面に窒化促進剤を付
着させ、該焼鈍を雰囲気中におけるN₂の分圧比率が20％
以上の条件下に行うと共に、該焼鈍における均熱処理後、15〜500 ℃/sの冷却速度で
450〜200 ℃の温度まで急冷し、ついでａ．急冷到達温度で10〜90秒間保持したのち急冷する
か、またはｂ．急冷到達温度から２℃/s以下の冷却速度で冷却する
徐冷処理を、10〜90秒間行ういずれかの炭化物析出制御
処理を行うことを特徴とする方向性けい素鋼板の製造方
法。
【請求項２】インヒビターとしてAlＮを含み、かつSb
を併せて含有する方向性けい素鋼素材を、熱間圧延した
のち、均一化焼鈍に引き続き、圧下率が80〜95％の１回
の冷間圧延、又は最終冷延の圧下率が80〜95％の中間焼
鈍を挟む２回の冷間圧延を施し、ついで脱炭・１次再結
晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍
を施す一連の工程によって方向性けい素鋼板を製造する
に当たり、最終冷延前の焼鈍に先立ち、鋼板表面に窒化促進剤を付
着させ、該焼鈍を雰囲気中におけるN₂の分圧比率が20％
以上の条件下に行うと共に、該焼鈍における均熱処理後、15〜500 ℃/sの冷却速度で
450〜200 ℃の温度まで急冷し、ついで急冷到達温度か
ら 200℃に至る間に、 0.005〜3.0 ％の微小歪みを付加
しつつ、又は付加したのち、ａ．急冷到達温度から 200℃までの所定温度に、10〜18
0 秒間にわたる保持を経て冷却するか、またはｂ．急冷到達温度から 200℃までの温度域を、２℃/s以
下の冷却速度で徐冷する処理を10〜180 秒間行ういずれ
かの炭化物析出制御処理を行うことを特徴とする方向性
けい素鋼板の製造方法。
【請求項３】請求項１又は２において、最終冷延前の
焼鈍における雰囲気中のO₂＋H₂O ＋CO₂ の合計分圧比率
が２％以上である方向性けい素鋼板の製造方法。