JPH01176034A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - 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） この発明は、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法に関し、とくにゴス方位２次再結晶粒の核発生から
その成長過程を効果的に制御することにより、磁気特性
とくに磁束密度さらには鉄損の安定した改善を実現しよ
うとするものである。

（従来の技術） 周知のように一方向性けい素鋼板は、主として変圧器、
その他の電気機器の鉄心として利用されているものであ
り、このような一方向性けい素鋼板には、圧延方向の磁
気特性が優れていること、すなわち磁気特性（励磁特性
）としてＢ１０値（磁場の強さ１０００　Ａ／ｍのとき
発生する圧延方向の磁束密度）で代表される磁束密度が
高く、しかもＷＩ？／Ｓｏ値（磁束密度１．７Ｔ、周波
数５０１１ｚで磁化したときの鉄損）で代表される鉄損
が低いことが要求される。

上述のような一方向性けい素鋼板の磁気特性を向上させ
るには、鋼板中の２次再結晶粒の＜００１＞軸を圧延方
向に高度に揃える必要がある。このためには一般に、Ｍ
ｎＳ、　ＭｎＳｅなどの微細析出物に加えて、特公昭５
１−１３４６９号公報に開示されているように少量のｓ
ｂを、また特公昭５４−３２４１２号公報に開示されて
いるようにＡｓ、　Ｂｉ、　ＰｂおよびＳｎを、さらに
は特公昭５７−１４７３７号公報に開示されているよう
に少量のＭｏなどを複合添加するとともに、好適な１次
再結晶集合組織形成のために熱間圧延、冷間圧延の各処
理条件を適切に組合わせることにより、最近では、板厚
：　０．３０ｍｍで磁束密度Ｂ１゜値が１．９０７を超
える高磁束密度でかつ鉄損−１，７，。値が１．０５Ｗ
／ｋｇ以下の一方向性けい素鋼板が製造されるようにな
った。

（発明が解決しようとする問題点） しかしながら、実際の工業的規模での製造においては依
然として次のような問題を残していた。

すなわち、製品の２次再結晶粒の＜００１＞軸を圧延方
向に高度に揃えるためには、成分調整をはじめとして、
製鋼、熱延、冷延および熱処理と複雑で多岐にわたる各
工程を厳密に制御する必要があるが、実際の工場生産に
おいては処理条件が上記した如き総合的な適正条件から
外れやすく、わずかでも外れたものは＜００１＞軸の圧
延方向への配向性が悪（なるため、Ｂ、。値、鉄損とも
にすぐれた一方向性電磁鋼板を安定して得ることが難し
かったのである。

さらに最近では、成品板の厚さを薄くシて鉄損を低減す
る試みがなされているが、仕上げ厚を薄（すると一方で
２次再結晶粒＜００１＞軸の圧延方向への集積が不安定
となるために、板厚低減による鉄損改善効果が安定して
得られないというところにも問題があり、その改善が強
（望まれていた。

また板厚を薄（して大幅な低鉄損化を図ろうとする場合
には、とくにゴス粒を特定方位に厳密に制御する必要が
あることが報告（たとえば特公昭５７−６１１０２号公
報やＩＥＥＥ、　Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ　ｏｎ　Ｍａ
ｇｎｅ−ｔｉｃｓ　ｖｏｌ　Ｍａｇ−２１＊　Ｎ１１１
　（１９８５））されており、いずれにしてもゴス粒の
特定方位への安定した厳密制御法の開発が強く要望され
ていたのである。

この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、（ｈ
ｋｏ）　＜００１＞方位の２次再結晶粒を、その核発生
から成長過程を通して適切に制御することにより効果的
に優先成長させてＢ１゜値を安定して改善すると共に、
さらには鋼板表面の平滑化および張力付与極薄被膜の有
効活用という相乗効果によって磁気特性の大幅な改善を
可能ならしめた超低鉄損一方向性電磁鋼板の有利な製造
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） 成品の２次再結晶粒の＜　ｏｏｉ　＞軸を圧延方向に高
度に揃えるためには、２次再結晶前の鋼板について結晶
組織、集合組織、インヒビターなどを適正な状態に整え
ておく必要があり、これらを整えるため、素材成分から
始まって製鋼・熱延・冷延・熱処理と複雑で多岐にわた
る各処理条件を厳密に制御した上で、これに続く２次再
結晶焼鈍工程において集積度の高いゴス方位粒を発生・
成長させるわけであるが、実際の工業的規模での製造に
おいては、上記の総合的な適正条件から外れやすく、わ
ずかでも外れたものは＜００１＞軸の圧延方向への配向
性が悪くなってしまうことは前述したとおりである。

この問題に対して発明者らは、＜００１＞軸の配向性を
決定づける２次再結晶現象についてその基本である２次
再結晶核の生成と成長とに着目して研究を行った。

その結果、２次再結晶前の鋼板の素材特性すなわち結晶
組織、集合組織、インヒビターなどの素材特性が、製造
工程条件の現実における変動あるいは簡略化により従来
の総合的な適正条件から多少外れたとしても、方位を制
御した同種材料の鋼板縁部への溶接による適正核の導入
と共に、微小歪導入と引続く熱処理とを利用した独特の
製造工程を採用することによって、（ｈｋＯ）　＜００
１＞方位の２次再結晶粒の核発生と成長とが優先して実
現されることの知見を得た。

しかもこの場合には、２次粒の＜００１＞軸が圧延方向
へ高度に安定して集積するだけでなく、磁気特性はもと
より製造工程の大幅な改善たとえば従来はコイル状の鋼
板を箱型炉内で長時間かけて焼鈍することによって２次
再結晶させていたものを、連続炉による２次再結晶処理
でも可能となること、さらには鋼板表面を平滑化した後
、ＣＶＤやＰＶＤなどのドライプレーティングによって
炭窒化物等の張力付与極薄被膜を被成してやれば磁気特
性のより一層の改善が実現されることも併せて突止めた
。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明の要旨構成は次のとおりである。

（１）含けい素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで１回ま
たは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、
脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、しかるのち最終仕上げ焼
鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造す
るに当り、最終仕上げ焼鈍前において、 鋼板の縁部に、方向性を有する同種材料を、その（００
１）軸が該鋼板の圧延方向に対し１０゜以内となる条件
下に溶接する工程と、 引続き又はその後に未２次再結晶部に対し、該溶接部か
ら基地鋼板の内部に向け段階的に歪導入と焼鈍とを複数
回繰返し実施して２次再結晶粒を成長させる工程 とを有することから成る磁気特性の優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法。

（２）含けい素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで１回ま
たは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、
脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、しかるのち最終仕上げ焼
鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造す
るに当り、最終仕上げ焼鈍前において、 鋼板の縁部に、方向性を有する同種材料を、その（００
１）軸が該鋼板の圧延方向に対し１０゜以内となる条件
下に溶接する工程と、 引続き又はその後に未２次再結晶部に対し、該溶接部か
ら基地鋼板の内部に向け段階的に歪導入と焼鈍とを複数
回繰返し実施して２次再結晶粒を成長させる工程を有す
ると共に、最終仕上げ焼鈍後に、鋼板表面の酸化物を除
去、ついで研磨により中心線平均粗さＲａで０．４μｍ
以下の鏡面に仕上げてから、該鏡面仕上げ表面上に、ド
ライプレーティングによってＴｉ。

Ｎｂ、　Ｓｉ＋　Ｖ、　Ｃｒ、　Ａｊ’ｔ　Ｍｎ、　Ｂ
＋　Ｎｉ、　　Ｃｏ、　Ｍｏ、　Ｚｒ。

Ｔａ、　Ｈｆ、　　−の窒化物および／または炭化物な
らびにＡＮ　＋　Ｓｔ＋　Ｍｎ、　Ｍｇ、　Ｚｒ、　Ｔ
ｔの酸化物のうちから選んだ少なくとも一種より主とし
てなる極薄被膜を被成する工程 をそなえることから成る一方向性電磁鋼板の製造方法。

以下、この発明を由来するに至った基本的実験結果に基
づき、この発明を具体的に説明する。

Ｃ：　０．０３２賀ｔ％（以下単に％で示す）、Ｓｉ：
３．３０％、Ｍｎ　：　０．０３％およびＳｅ　：　０
．０１５％を含有する組成になる鋼スラブを、１３２０
”Ｃで１時間加熱後、熱間圧延して２．３　ｍｍ厚とし
たのち、９００°Ｃで３分間の均一化焼鈍を施し、つい
で９５０°Ｃで３分間の中間焼鈍をはさんで２回の冷間
圧延を施して最終板厚０．２３＋＋ｍの冷延板に仕上げ
たのち、湿水素中において８２０℃で３０分間の脱炭・
１次再結晶焼鈍を行った。

かくして得られた素材に対し、圧延によって３％の均一
塑性歪を導入したものをＡ素材、一方かような塑性歪の
導入を行わないものをＢ素材として、画素材の２次再結
晶の焼鈍温度および時間依存性について調べた結果を、
第１図に示す。

第１図から明らかなように、歪を導入したＡ素材はＢ素
材に較べて、同一時間の焼鈍では２次再結晶開始温度が
約１５０°Ｃ低下し、一方同一温度の焼鈍では潜伏期間
が１／１００以下まで短縮される。

また９００″Ｃでの焼鈍において２次粒の成長速度を測
定した結果、歪を導入したＡ素材はＢ素材に比べて１０
倍以上速く成長することが判明した。

以上の結果より、鋼板に歪を導入して焼鈍することによ
り、速やかに２次再結晶粒を生成・成長させ得ることが
見出されたのである。

上記の知見に基づき、発明者らはさらに上述した脱炭・
１次再結晶焼鈍板について次に述べる実験を行＄た。

厚み：　０．２３ａｍ、、輻：３０ＩＩＩ１１のゴス方
位単結晶板の（００１１軸を、鋼板の圧延方位Ｃ一致さ
せて該鋼板の両縁部にレーザーで突き合わせ溶接し、つ
いで該溶接部に対してレーザー照射による歪導入とプラ
ズマジェットによる焼鈍とを繰返し実施し、該単結晶の
もつゴス方位を基地鋼板の内部に向って２ｍｍ成長させ
、Ｃ素材とした。

次にＡおよびＣ素材について、圧延により、単結晶と１
次再結晶部との境界から１次再結晶部すなわち基地鋼板
内部に向って５ｍｍ幅で変形量１％の歪を導入しついで
全体を９５０℃で３分間焼鈍する処理を繰返し実施して
、単結晶のもつゴス方位を鋼板全域にわたって成長させ
たのち、酸洗により表面の酸化物を除去した。

その後平坦化のため圧下率：１％の圧延を施したのち、
軟水素中で１２００’Ｃ１５時間の純化焼鈍を施した。

かくして得られた製品板の磁束密度について調べたとこ
ろ、Ａ素材ではＲ３゜−１，８８（Ｔ）　、Ｃ素材では
Ｂｏｏ　−１，９８５（Ｔ）であった。

上述したように、方位を制御した単結晶を２次再結晶の
核とし、その後に鋼板に対し歪導入および焼鈍処理を繰
返し実施することにより、磁気特性が大幅に改善された
のである。

しかも上記の方法では、２次再結晶部と１次再結晶部と
の境界に温度勾配を付与する必要がなく、また短時間焼
鈍でも歪を活用することによって２次粒界を制御移動で
きるので、調帯の連続仕上げ焼鈍が使用できる利点もあ
る。

このような歪導入および焼鈍による再結晶粒の優先成長
については、従来から単結晶を作成する際に適用されて
はいた（例えばＣ，Ｇ、Ｄｕｎｎ　ａｎｄ　Ｇ、Ｃ。

Ｎｏｎｋｅｎ　Ｍｅｔａｌ　Ｐｒｏｇ、　６４　　（１
９５３）７１〜７５）が、この発明は、上掲したような
自然に発生した２次粒の方位を変形により修正して所望
の核とする方法とは全く異なり、予め方位制御された所
望の核を溶接により人工的に安定して形成させると共に
、核の成長に関しては歪導入と焼鈍とを繰返し実施して
進行させるもので、この点特公昭５８−５０２９５号、
特開昭５８−１００６２７号および特開昭５９−２１５
４１９号各公報やＵ、Ｓ、Ｐａｔｅｎｔｋ４４３７９１
０号などに示されているような自然に発生した２次再結
晶粒を核として温度勾配焼鈍により該核を成長させて高
８．。

値を得る方法とも全く異なるもので、人工的に各制御が
可能なところに特徴がある。

上述した実験結果から明らかなように、極めて高いＢ、
。値を得るためには、 ■　（００ｉ〕軸が圧延方面に先鋭に制御された２次粒
をそなえる帯板材を鋼板に溶接すること、■　鋼板に対
し歪導入と焼鈍とを繰返し実施すること が極めて有効であり、これらの条件を満足させることに
よってゴス方位に高度に集積した２次再結晶粒を発達さ
せ得ることの知見を得たものである。

次に発明者らは次のような実験を行った。

前述のＣ素材の製品板につき、その表面の非金属物質を
酸洗により除去した後、電界研磨により中心線平均粗さ
Ｒａで０．１μｍ以下まで鏡面研磨した。その後、イオ
ンブレーティング装置（）ＩｃＤ法）により、鏡面仕上
げ表面上に１μ−厚のＴｉＮ被膜を被成した。ここにイ
オンブレーティング条件は、加速電圧：５０ｖ、加速電
流：　５００Ａ、真空度ニア×１０−’Ｔｏｒｒである
。

かくして得られた製品板の磁気特性は、Ｂ、。−１，９
８０（Ｔ）、１，７．。〜０．５６　（訂ｋｇ）と極め
て良好であった。

以上の実験結果から、磁気特性のより一層の向上のため
には、上述したように一方向性電磁鋼板素材の縁部に（
００１）軸が圧延方向に先鋭に制御された２次粒をぞな
える帯板状の同種材料を溶接し、ついで該鋼板に対し歪
導入と焼鈍とを繰返し実施することの他、その後さらに
鋼板表面を鏡面研磨したのち、鋼板に張力を加えること
のできる極薄被膜を形成させることが橿めて有効である
ことが究明されたのである。

次にこの発明法を、製造工程順に具体的に説明する。

まずこの発明の出発素材については、従来公知の一方向
性電磁鋼板の成分たとえば、Ｃ：　０．００２〜１．０
％、　Ｓｉ　：　０．１〜７．０％およびＭｎ　：　０
．００２〜０．１５χを含有する他、インヒビター形成
成分として、ｓ　：　ｏ、ｏｏｓ　〜ｏ、ｏｓ％、　Ｓ
ｅ　：　０．００５〜０．０５％。

Ｔｅ　：　０．００３〜０．０３％、　Ｓｂ　：　０．
００５〜０．０５％、旧二０．００５〜０．０５％、　
Ｓｎ　：　０．０１〜０．５％、　Ｃｕ　：　０．０１
〜０．３％、　Ｍｏ　：　０．００５〜０．０５％、　
Ｂ　：　０．０００３〜０．００４０％、　Ｎ　：　０
．００１〜０．０１％、　Ａｆ　：　０．００５〜０．
０５％、　Ｔｉ’　：　０．００１〜０．０５％、　　
Ｖ　：　０．００１〜０．０５％およびＮｂ　：　０．
００１〜０．０５％のうちから選んだ少なくとも一種を
含有する素材いずれもが有利に適合する。

これらの素材は従来公知の製鋼法、たとえば転炉、電気
炉で製鋼され、さらに造塊−分塊法、連続鋳造法、また
はロール急冷法などによってスラブ、シートバーあるい
は直接薄鋼板とされたのち、必要に応じて熱間圧延、温
間又は冷間圧延によって含けい素鋼板とする。ついで必
要に応じて均一化焼鈍、さらには中間焼鈍を含む１回以
上の圧延により最終板厚に仕上げる。これら均一化焼鈍
および中間焼鈍は圧延後の結晶組織を均質化する再結晶
処理を目的としていて、通常は８００〜１２００℃で３
０秒〜１０分間保持して行う。また仕上げ厚は０．５０
ａｍ以下とするが、２次再結晶が不安定となる０、２３
ｍ以下の１仕上げ厚においてこの発明は特に有効である
。

次に湿水素中で７００〜９００°Ｃ，１〜１５分間程度
の焼鈍を施して鋼中Ｃを除去するとともに、次の焼鈍時
にゴス方位の２次再結晶粒を発達させるのに有利な１次
再結晶集合組織を形成させる。

しかるのち８００〜１０００°Ｃ１１〜５０時間程度の
２次再結晶焼鈍ついで１１００〜１２５０°Ｃ，５〜２
５時間程度の純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施すわ
けであるが、この発明では、かかる最終仕上げ焼鈍前に
、 鋼板の縁部に、方向性を有する同種材料を、その（００
１）軸が該鋼板の圧延方向に対し１０°以内となる条件
下に溶接する工程と、 引続き又はその後に溶接部および基地鋼板の未２次再結
晶部に対し、溶接部から基地鋼板の内部に向け段階的に
歪導入と焼鈍とを繰返し実施して２次再結晶粒を段階的
に逐次成長させる工程とを組込むのである。

まず２次再結晶粒の核となるべき同種材料の溶接に関し
て述べると、溶接時期は上述したとおり最終仕上げ焼鈍
前である。また溶接方法は従来公知のガス、通電、レー
ザー、プラズマ、電子ビームおよび超音波などいかなる
方法も可能であり、溶接のし方についても突き合わせお
よび重ね合わせなどいずれもが適合する。

ところでかかる溶接においては、溶接すべき同種材料の
（００１）軸が鋼板の圧延方向に対し１０゜以内になる
よう制御することが肝要である。というのは該（００１
）軸が鋼板の圧延方向から１０°を超えてずれると８１
゜値の低下に伴なって鉄損劣化の不利が生じるからであ
る。また溶接する同種材料は単結晶、多結晶いずれでも
よく、さらにその形状は板状、線状などなんでもよい。

次に鋼板中に導入する歪の量は、０．１〜３０％程度と
するのが好ましい。というのは、導入歪量が０．１％未
満では粒界移動の駆動力となるべき転位密度が不足する
ため後続の焼鈍での再結晶粒成長が困難となるからであ
り、又、特開昭５９−２１５４１９号公報に開示のよう
に再結晶粒が粗大となって鉄損の改善が望めないからで
ある。一方３０％を超えると再結晶粒が進行してゆく前
方のマトリックス中にランダム方位の再結晶粒が発生し
、駆動力となるべき転位密度が減少し、ゴス方位粒の優
先成長が困難となるからである。

ここに歪導入法に関しては、ロール圧延をはじめとして
、砂などの物質投射による機械的な方法、さらにはレー
ザー、エレクトロンビーム、プラズマジェットなどのエ
ネルギービーム照射による衝撃または急熱急冷効果によ
り導入する方法などいかなる方法でも良い。

歪の導入領域については、特に規定するものではないが
、他方位の２次再結晶粒が発生し易い溶接部は鋼板の幅
方向に狭く、逆に発生しにくい鋼板部では広くするのが
好ましい。

焼鈍領域については、歪導入部のみでも、歪導入部の一
部でも、あるいは歪導入部と未導入部とを含めた全面で
もかまわず、要は、鋼板の縁部から板幅方向にわたって
順次に２次再結晶を進行させれば良いのである。

次に２次再結晶温度は、導入歪量や結晶粒径、インヒビ
ター強度と関係があり、歪量が多かったり、結晶粒径が
小さくまたインヒビター効果が弱い場合には比較的低温
でも良いが、歪量が少なかったり、結晶粒が大きくまた
インヒビター効果が強い場合にはより高温とするのが好
ましく、従来は８００〜１０００’Ｃが好適とされてい
たが、この発明では６５０〜１０００°Ｃ程度の温度範
囲において歪導入幅も考慮した上で適正値を選択する。

なおこの発明では、上記の２次再結晶焼鈍に当り、とく
に傾斜焼鈍を施す必要はないけれども、磁気特性のより
一層の改善の面からは、２次再結晶部と未再結晶部との
境界において１°Ｃ／ｃｍ以上程度の温度勾配付与下に
傾斜焼鈍を施すことは有利である。

かかる一連の処理を施すことによって磁気特性の効果的
な向上を図ることができるが、さらに鋼板表面の非金属
物質を除去したのち、表面粗さがＲａ５１μｍの平滑ロ
ールで圧延し、ついで非酸化性雰囲気中で純化焼鈍を施
すことによって鋼板の平坦化、表面の平滑化および清浄
化が達成され、磁気特性のより一層の向上を図ることが
できる。

さらにこの発明では、最終仕上げ焼鈍後、鋼板表面に張
力付与型の極薄被膜を被成することによって磁気特性の
一層の向上を図ることもできる。

かかる極薄被膜を被成するためには、まず純化焼鈍後の
鋼板表面の非金属物質を除去後、化学研磨あるいは電界
研磨を施して鋼板表面の平滑度を中心線平均粗さＲａで
０．４μｍ以下とする。というのはこれ以上の粗さでは
、引続（極薄被膜付与によっても鉄損の改善効果が望め
ないからである。

ついでＣＶＤ法やＰＶＤ法（イオンブレーティングやイ
オンインブランティジョン）などのドライプレーティン
グによってＴｉ、　Ｎｂ、　Ｓｉ、　Ｖ、　Ｃｒ、　Ａ
ｆ。

Ｍｎ、　Ｂ、　Ｎｉ、　　Ｃｏ、　ｌ’ｌｏ、　Ｚｒ、
　Ｔａ、　Ｈｆ、　　Ｗの窒化物および／または炭化物
ならびにＡｊ！ｌ　Ｓｉ、　Ｍｎ＋　Ｍｇ１Ｚｎ、　Ｔ
ｉの酸化物のうちから選んだ少なくとも一種より主とし
て成る極薄被膜を鋼板表面に強固に被成するのである。

なおかかる被膜の材質としては、止揚したもののほか、
熱膨張係数が低く鋼板に強固に付着するものであれば何
であってもよい。

さらに必要により常法に従って、張力付与型低熱膨張の
上塗り絶縁被膜を被成したり、レーザー照射などによる
磁区細分化処理を施して磁気特性の向上を図ることもで
きる。

（作　用） この発明に従い、再結晶の種結晶として、鋼板の縁部に
（００１）軸が該鋼板の圧延方向に配向した同種材料を
溶接するとともに、種結晶の２次粒成長前線において適
度の歪導入と焼鈍とを繰返し施すことにより、鋼板部の
方位のずれた新たな再結晶粒が発生・成長する前の潜伏
期間に溶接した種結晶だ鋼板部幅方向に向って成長し続
ける結果として、厳密に方位制御した種結晶の方位粒の
みが鋼板全域にわたって再結晶するため極めて良好な磁
気特性が得られるものと考えられる。

なお実際の製品としては、溶接部をそのまま残しておい
ても、必要に応じ切断除去しても、いずれでもかまわな
い。

（実施例） 実施例Ｉ Ｃ：　０．０３５％、　Ｓｉ　：　３．２５％、　Ｍｎ
　：　０．０３５％およびＳ　：　０．０１５％を含有
し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼
板スラブに、熱間圧延を施して板厚２．３＋ｎｍ、板幅
３００　ｔｔｒｍの熱延板としたのち、９００°Ｃで３
分間の均一化焼鈍を施し、ついで１回目の冷間圧延を施
して０．３６＋＋＋１＋の中間板厚としてから、９５０
″Ｃで３分間の中間焼鈍を施し、その後第２回目の冷延
を施して０．２３ｍｍ厚の冷延板に仕上げた。次に鋼板
表面を脱脂し、湿水素中において８２０°Ｃで３分間の
脱炭・１次再結晶焼鈍を行ったのち、（００１）軸が圧
延方向から２°ずれたゴス方位単結晶板を該綱板の両縁
部へ圧延方向と圧延面が一致するようにレーザーで突き
合わせ溶接した。ついで該溶接部に対してレーザーとプ
ラズマジェットによる歪導入と焼鈍との組合わせ処理を
３回繰返し実施したのち、圧延により該単結晶と１次再
結晶部との境界から１次再結晶部に向って５ＩｎＩｌｌ
の幅で変形量１％の歪の導入と全体を９５０″Ｃで３分
間焼鈍する焼鈍処理とを３０回繰返し実施して、該単結
晶のもつゴス方位を鋼板全域にわたって成長させた後、
酸洗により表面の酸化物を除去した。

その後圧下率１％の圧延を施した後、飽水素中で１２０
０°Ｃ，５時間の純化焼鈍を施した。

かくして得られた製品の磁気特性はＢｔｏ＝１．９８２
（Ｔ）であった。

実施例２ 実施例１で得られた製品板を、研磨により鋼板表面を中
心線平均粗さＲａで０．１　μｍ以下の鏡面に仕上げた
のち、４００°Ｃに保った鋼板の鏡面仕上げ表面にイオ
ンブレーティングにより膜厚１μｍのＴｉＮを被成した
。

かくて得られた製品板の磁気特性はＢ１゜＝１．９８０
（Ｔ）、Ｗ１７１５゜＝０．５３　Ｗ／ｋｇであった。

このように方位を制御した単結晶板を鋼板に溶接して２
次粒の核とし、その後に歪導入と焼鈍を繰返してこの核
を段階的に成長させることによって高い磁束密度の製品
が得られ、さらに鋼板表面を平滑にして張力付与型被膜
を綱板表面に被成することにより、極低鉄損値を得るこ
とができた。

実施例３ Ｃ：　０．０３０％、　Ｓｉ　：　３．３０％、　Ｍｎ
　：　０．０３０％、Ｓ：　０．０１５％、　Ａｆｆｉ
　：０．０１５％およびＮ　：　０．００７０％を含有
し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼
板スラブに、熱間圧延を施して板厚２．３鵬、板幅３０
０　ｍｍの熱延板とした後、９００°Ｃ１３分間の均一
化焼鈍を施し、ついで１回目の冷間圧延を施して０．５
０ｍｍ厚としてから１．１０００°Ｃ１３分間の中間焼
鈍を施し、その後第２回目の冷延を施して板厚０．２３
ｍｍの冷延板に仕上げた。次に鋼板表面を脱脂し、（０
０１）軸が圧延方向から２°ずれたゴス方位の単結晶板
を、該鋼板の両縁部へ互に圧延方向と圧延面が一致する
ようにレーザーで突き合せ溶接した。ついで湿水素中に
おいて８２０°Ｃで３分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を行
ったのち、圧延により変形量２％の歪を鋼板に一様に導
入した。次に溶接部に対し、レーザーとプラズマジェッ
トによる歪導入と焼鈍との組合わせ処理を５回繰返し実
施して、該単結晶を鋼板部すなわち１次再結晶部に向っ
て２閤成長させた後、該単結晶と１次再結晶部との境界
から１次再結晶部に向って１０ｍｍ幅ずつ段階的に９５
０°ｃ、ｉｏ骨分間焼鈍を１５回繰返し実施して該単結
晶のもつ方位を鋼板全域にわたって成長させたのち、１
２００’Ｃで５時間の純化焼鈍を施した。

かくして得られた製品板の磁束密度を測定したところ、
Ｂｏｏ　＝１．９７５　（Ｔ）であった。

実施例４ 実施例３で得られた製品板に実施例２と同様の表面処理
を施して膜厚１μｍのＴｉＮ極薄被膜を被成した。

か（して得られた製品の磁気特性は、Ｂ１゜＝１．９８
０　（Ｔ）　、Ｗ＋ｔｚｓｏ＝０．５４　（ｗ／ｋｇ）
であった。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、結晶方位を制御した同種材
料の溶接後、歪導入と焼鈍とを繰返し実施することによ
って２次再結晶粒を段階的に逐次成長させ、硬度に集積
したゴス方位粒からなる２次再結晶組織を合理的に形成
することができ、さらには綱板表面の平滑化、張力付与
極薄被膜および磁区細分化技術の有効活用によって磁気
特性の格段に優れた一方向性電磁鋼板を連続焼鈍によっ
ても容易に得ることができ、省エネルギーにも大きく貢
献する。

【図面の簡単な説明】

第１図は、２次再結晶開始に及ぼす焼鈍温度と時間との
関係を、歪を導入した鋼板および歪の導入のない鋼板で
比較した示したグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、含けい素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで１回また
   は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、脱
   炭・１次再結晶焼鈍を施し、しかるのち最終仕上げ焼鈍
   を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造する
   に当り、 最終仕上げ焼鈍前において、 鋼板の縁部に、方向性を有する同種材料を、その〔００
   １〕軸が該鋼板の圧延方向に対し１０°以内となる条件
   下に溶接する工程と、 引続き又はその後に未２次再結晶部に対し、該溶接部か
   ら基地鋼板の内部に向け段階的に歪導入と焼鈍とを複数
   回繰返し実施して２次再結晶粒を成長させる工程 とを有することを特徴とする磁気特性の優れた一方向性
   電磁鋼板の製造方法。 ２、含けい素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで１回また
   は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、脱
   炭・１次再結晶焼鈍を施し、しかるのち最終仕上げ焼鈍
   を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造する
   に当り、 最終仕上げ焼鈍前において、 鋼板の縁部に、方向性を有する同種材料を、その〔００
   １〕軸が該鋼板の圧延方向に対し１０°以内となる条件
   下に溶接する工程と、 引続き又はその後に未２次再結晶部に対し、該溶接部か
   ら基地鋼板の内部に向け段階的に歪導入と焼鈍とを複数
   回繰返し実施して２次再結晶粒を成長させる工程を有す
   ると共に、最終仕上げ焼鈍後に、鋼板表面の酸化物を 除去、ついで研磨により中心線平均粗さＲａで０．４μ
   ｍ以下の鏡面に仕上げてから、該鏡面仕上げ表面上に、
   ドライプレーティングによってＴｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｖ、
   Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ
   、Ｈｆ、Ｗの窒化物および／または炭化物ならびにＡｌ
   、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｉの酸化物のうちから選
   んだ少なくとも一種より主としてなる極薄被膜を被成す
   る工程 をそなえることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方
   法。