JPH01252727A - 二方向性珪素鋼板およびその製造方法 - 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〕 本発明は軟磁気特性に優れた二方向性珪素鋼板およびそ
の製造方法に関する。

〔従来の技術〕 従来より電動機、発電機、変圧器等の磁心には珪素鋼板
が用いられる。この珪素鋼板に要求される磁性は、交番
磁界中で磁気的なエネルギーｔｉ失（鉄損）が少ないこ
と、実用的な磁界中で磁束密度が高いこと、の２つであ
る。これらを実現するには、電気抵抗を高め、かつ磁化
容易方向であるｂｃｃ格子の＜ｉｏｏ＞軸を使用磁界方
向に集積させるのが有効とされている。

使用磁界方向が一方向に限られている場合に最も良好な
磁気特性を示すのは、３％程度のＳｔを含む一方向性珪
素鋼板である。

これは第７図（イ）に示すように＋１１０１面が板面に
平行し、＜１００＞軸を圧延方向に集積させていること
から、圧延方向に磁界をかけて使用した場合の磁気特性
が著しく優れる。しかし、この一方向性珪素鋼板は圧延
方向以外の方向に磁化し難い、したがって電動機、発電
機等の回転機器のような、磁界が板面内の様々な方向に
作用する場合には、さしたる効果は得られない。

磁界が板面内の複数の方向の作用する場合に使用される
のは、第７図（ロ）〜（ホ）に示されるような集合組織
を持つ珪素鋼板である。

これらの珪素鋼板のなかで良好な磁気特性を示すのは、
第２図（ロ）〜に）に示すように［１００１面が板面に
平行し、＜１００＞軸が板面垂直方向に集積したもので
ある。このような集合ｌｌ１ａを持つと、３つの互いに
直交した＜１００＞軸のうち、２つまでが板面に平行す
ることになる。そして、板面に平行する２つの＜１００
＞軸の集積具合は用途によって望まれるものが異なる。

例えば板面内の互いに直交する２方向に磁界が加わるＥ
ｌ型鉄心のような場合は、第７１；ｉ（ロ）（ハ）に示
す（１００１＜ＯＯ１＞、＋１００１　　＜０１１）集
合組織のもの、すなわち二方向性珪素鋼板が好ましく、
板面内のあらゆる方向に磁界が加わるものの場合は、第
７図に）に示す（１００１面内無方向集合組織のものを
使用するか、もしくは第７図（ロ）（ハ）に示す（１０
０１＜ＯＯ１）、［１００１＜Ｏｌ　ｌ）集合Ｍｉ織の
ものを板面内で角度を変えて打ち抜いて重ねて使用する
のが好ましいと言える。

そして、このような板面垂直方向に＜１００＞軸を持つ
珪素鋼板は、凝固組織を用いる方法と、高温焼鈍による
方法と、オーステナイト（以下オーステナイトはＴと表
わす）単相温度域からの冷却による方法の３方法で製造
できることが知られている。

Ｏ凝固組織を用いる方法 鋼を凝固させると、熱流方向にＨＯＯ＞軸を持つ結晶が
成長する。板状に凝固させると、冷却面である板面に対
して熱流方向が垂直となり、この方向に＜１００＞軸が
配向する。凝固組織を用いる方法は、この配向性を利用
したもので、具体的には溶湯趨急冷法によるものと、イ
ンゴット柱状晶を用いるものの２つがある。

溶湯趙急冷法によるものは、高速回転する冷却ロールの
表面に溶湯を噴射し、０．０５〜０．５ｍｍ厚程度の薄
板を直接製造する方法である。この方法で６％程度のＳ
Ｉを含む珪素薄帯を製造すると、板面に垂直かもしくは
垂直方向に対して２０〜３０°傾いた方向に長軸を持つ
柱状粒組織が得られる。

インゴット柱状晶を利用する方法は、特殊な鋳造方法に
よって製造した（００１）繊維組織の柱状晶インゴット
をｆＩ　Ｏ０１面が圧延面となるように圧延し、１００
０℃以上の温度で焼鈍し、ｆｌｏｏｌ　　＜００１＞集
合組織の珪素鋼板を製造するものである。

○　高温焼鈍による方法 高温焼鈍によって板面垂直方向に＜１００＞軸を持った
結晶粒を成長させる方法で、次の２つが周知である。

１つは、主に焼鈍雰囲気を規定する方法で、０１１５龍
以下の薄珪素鋼板に対し、弱酸化性の雰囲気中で１００
０℃以上の温度で焼鈍を行うものである。この焼鈍によ
ると結晶粒は一度板厚程度の大きさに成長した後、板面
垂直方向に（１００＞軸を持った結晶粒が表面エネルギ
ーを駆動力として優先的に成長する。

今１つは、微量のへ１等を添加した珪素鋼をＯｏと９０
°の方向に圧延（交叉圧延）し、１１５０℃の温度で最
終焼鈍を行う方法である。この方法によると、［１００
１＜００１）方位の結晶粒が２次再結晶により得られる
。

○　γ単相温度域からの冷却による方法特開昭５３−３
１５１５号および特開昭５３−３１５１８号公報等に示
されている方法が公知である。

すなわち、本質的にＣを含有しないｗＪ板をｒ単相域へ
昇温した後、徐冷して、その時のγ−αフェライト（以
下αフェライトはαと表わす）変態によって板面垂直方
向に＜１００＞軸を集積させるのである。

ところが、いずれの方法も非常に問題の多いものである
。

〔発明が解決しようする！Ｉ題〕

凝固＆ｌ１ｍを用いる方法のうち、溶湯超急冷法による
ものでは、板面垂直方向の（１００）軸密度は配向性の
ないものの高々３〜６倍程度でしがなく、また板厚精度
も低く、１ｉ磁鋼板に必要とされる高い占積率は確保で
きない。

インゴット柱状晶を用いる方法では、板面垂直方向に＜
１００＞軸を高密度で４Ａ積させようとすると、非常に
大きな結晶粒組織となり、通常は板厚の１０〜１００倍
の結晶粒となる。このため静磁界中での磁気特性は良好
なるも、交番磁界中では渦電流損失が大きく、十分な低
鉄損は得られない、また、特殊な鋳造方法を用いること
から、工業的規模で実施するのは非常に困難といえる。

高温焼鈍による方法では、いずれの方法も、インゴット
柱状晶を用いる方法と同様の問題がある。

すなわち、弱酸化性雰囲気で焼鈍を行うものも、交叉圧
延を行うものも、板面垂直方向の＜１００）軸の集積度
を高めようとすると、非常に大きな結晶粒組織となり、
交番磁界中での鉄損特性が悪化する。

更に前者の弱酸化性雰囲気で焼鈍を行うものでは、０．
１５龍以下という薄い板にしか適用できない制約があり
、後者の交叉圧延を行うものでは長尺の薄板には適用で
きない制約があり、いずれも工業的方法と言えない。

γ単相温度域から冷却する方法ではＣを実質的に含有さ
せていないことから、磁気特性のためのＳｔを１．５％
以上程度添加するだけでγ単相温度域が消失し、γ−α
変態が実質的に不可能となる。

また１％程度のＳＬ添加でもＡｃ、変態点の上昇のため
１０００℃以上の高温に昇温する必要があり、必然的に
結晶粒は１１以上に粗大化する。そのうえ、この方法で
は板面垂直方向の（１００＞軸密度は結晶方向配向性の
ないランダムなものの高々３〜７倍程度であり、従って
磁気特性も不十分である。

またＨｚＳを含有した雰囲気中で同様の加熱−冷却を行
ってＮ　ＯＯ）軸密度を向上させる方法も知られている
が、１１００〜１２００℃の高温からの冷却のため結晶
粒は２〜３ｆｉ程度に大きくなる問題点がある。

本発明は結晶粒組織の改良により、これらの問題点が全
て解決できる珪素鋼板、なかでも特に（１００１＜００
１＞、ｆｌｏｏｌ　＜０１１＞（７）集合組織をもつ二
方向性珪素鋼板およびその製造方法を提供するものであ
る。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、珪素鋼板の脱炭焼鈍が進行する過程でγ−α
変態を発生させると、板面垂直方向に＜１００＞軸が高
密度で集積した低鉄…で磁束密度も高い結晶粒組織の珪
素鋼板が、高精度の板厚で板厚等の制限を受けることな
くしかも工業的規模で容易に製造できるとの知見に基づ
くものである。

すなわち、従来の珪素鋼板に対する最終焼鈍はα単相の
温度域で行うのが通例である。これに対しＣを適量添加
しオーステナイト相（γ相）の温度域を拡大した冷間圧
延珪素鋼板を、脱炭が完了したときにα単相となる８５
０〜１１００℃程度の温度域で、例えば非酸化性の弱脱
炭性雰囲気である真空中で焼鈍すると、この焼鈍ではＣ
が十分に含有されていることから、α＋γ混合相もしく
はＴ単相の温度域で焼鈍が行われることになる。

その結果、表面から５〜１００μｍ深さまでの領域が脱
炭され、この部分のみがα単相となり、内部は微細なα
＋Ｔ混合ｍ織もしくはγ単相Ｍｉ織となる０例えばα＋
Ｔ２相温度域での焼鈍の場合は、第１図の組織略図の（
イ）に示すように、表面のα単相領域の粒は板面垂直方
向に中心軸をもつ柱状粒となる。

このような表面の脱炭層は、弱脱炭性の雰囲気下ではゆ
るやかにしか内部へ成長せず、その間に表面のα柱状粒
のうちの板面垂直方向にり１００）軸を持つ結晶粒のみ
が板面平行方向に成長する。

かくして、表層は板面垂直方向にＮ　ＯＯ）軸が強く集
積したα単相の集合組織を持つようになる。この粒成長
は表面エネルギーを駆動力としたものと推定される。こ
の段階での表層のα粒は板面平行方向に３０〜３００μ
ｍ程度の大きさの柱状粒となっている。

続いて例えば強脱炭性雰囲気中で脱炭を進行させると、
表層のα粒が内部のα＋γ２相域、もしくはＴ単相域に
向かって成長し、最終的には第１図（ロ）に示すように
両表面から内部へ向かって延びた柱状粒が板厚中心部で
衝突したα単相の柱状粒＆Ｉｌ織となる。

以上のように、脱炭の過程でＴ−α変態を生じさせれば
、表面で成長した＋１００１集合＆ｌＩｍが粒成長によ
り内部にまで受は継がれ板全体を簡単に［１００）集合
ｍｍとできる。更に粒成長の過程で板面垂直方向のＨＯ
Ｏ＞軸の集積度も向上する。

また、脱炭焼鈍前の熱間圧延および冷間圧延は、板面垂
直方向にＨＯＯ）軸が集積する度合に対しては、はとん
ど影響を与えない、しかし板面に平行するＨ　ＯＯ）軸
の集積に対しては、これらの圧延、特に冷間圧延が太き
（影響し、これを制御することにより　＋１００１　　
＜００１＞方位あるいは＋１００１　　＜０１１＞方位
の集合組織を得ることができる。脱炭焼鈍前の冷間圧延
によって（１００１＜００１＞方位あるいは（１００１
＜０１１＞方位の集積が得られるのは、冷間圧延率が特
定の範囲で＋１００１集合組織の核となる粒のＮ　ＯＯ
＞の軸が、圧延方向に対して特定の方向に集積するため
と考えられる。

以上のような粒成長メカニズムは本発明者らの調査研究
により判明したものである。

更に、このような高集積度の＋１００１集合組織におい
ては、その柱状晶が板厚の数倍以下の直径となったとき
に、渦電流損失が従来のものよりも格段に低下し、かつ
高磁束密度となることも判明した。

本発明の二方向性珪素鋼板およびその製造方法は斯かる
知見に基づき開発されたものである。

すなわち、本発明の二方向性珪素鋼板はＣ≦Ｏ１Ｑ　１
ｗｔ％、０．２≦Ｓｉ≦６．５　ｗ　ｔ％を含んだ板厚
０．０５〜５ｆｌの冷間圧延珪素ｍ仮で、板面垂直方向
に表面から内部に向かって成長した柱状結晶粒からなり
、その柱状結晶粒の板面平行方向の平均直径カ月寵以下
で、＋１００１　　＜００１＞方位または＋１００１　
　＜０１１＞方位に強く集積した集合組織をもつもので
ある。

また、本発明の２方向性珪素鋼板製造方法は０゜０２≦
Ｃ≦１ｗｔ％、０．２≦Ｓｉ≦６．５　ｗ　ｔ％を含ん
だ珪素鋼板に対し、（１００１＜（１０１＞集合組織を
得るためには中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を初回
圧延の圧延率１０％以上、最終圧延の圧延率４０〜７５
％で行い、（１００１＜０１、Ｈ集合組織を得るために
は１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を最終
圧延の圧延率８０％以上で行うことにより、板厚Ｏ，Ｏ
Ｓ〜５ｆｌの冷間圧延珪素鋼板を製造し、しかる後この
冷間圧延珪素鋼板を脱炭後実質的にα単相となる温度で
Ｃ≦０．０１ｗｔ％まで脱炭焼鈍するものである。

〔作　　用〕

以下、本発明を成分組成、製品板厚、結晶組織、板面垂
直方向の＜１００）軸密度、冷間圧延鋼板製造方法、最
終焼鈍、表面コーティングの順で詳述し、作用を明らか
にする。

○　成分組成 成分のなかではγ−α変態、磁気特性に影響を与えるＣ
、Ｓ　ｌ、Ｍｎ、ｋｌが重要である。

Ｃ：最終焼鈍において脱炭にともなうγ−α変態を利用
した集合Ｍｌ織制御を行うために、最終焼鈍前の段階で
０．０２ｗｔ％以上、好ましくは０．０５ｗｔ％以上の
含有を必要とする。上限は脱炭時間を抑えるために１ｗ
ｔ％、好ましくは０．５　ｗ　ｔ％以下、さらに好まし
くはＱ、　３　ｗ　ｔ％以下とする。

最終焼鈍後の段階では磁気特性を劣化させないために０
．０１ｗｔ％以下、好ましくは０．００５ｗｔ％以下、
より好ましくは０．００３ｗｔ％以下とする。

５ｉｌｌ気特性、機械的性質確保のために０．２　ｗｔ
％以上、好ましくは０．５　ｗ　ｔ％以上、より好まし
くは１ｗｔ％以上の含有とする。上限は脆化および磁束
密度の低下を抑えるために６．５　ｗ　ｔ％、好ましく
は５ｗｔ％、より好ましくは４ｗｔ％とする。Ｔ−α変
態に対しては、３１は後述するＭｎとは逆に脱炭完了後
実質的にα単相となる上限温度を上昇させる。

Ｍｒｚ電気抵抗を増大させ渦電流損失を低下させるため
と、γ相温度域を拡大しＴ−α変態利用の集合＆Ｉ織制
御を容易にするために添加することが望まれる。添加す
る場合はＱ、　５　ｗ　ｔ％以上が好ましく、０．８ｗ
ｔ％以上がより好ましいが、いずれにしてもαおよびＴ
２相からα単相になる変態温度が脱炭完了後８５０℃以
上となる量を最大限として添加する。これはＭｎを多量
に添加すると、脱炭完了後実質的にα単相となる上限温
度が低下し、焼鈍温度を掘端に低くしなければならない
ためである。なお、５ｉｌｌが高い場合はＭｎを多量に
添加しうるが、磁束密度を低下させるため５ｗｔ％を超
えないようにする。実質的にα単相となるとはＭｎＳ、
ＡＪＮ等の微量な第二相が存在しても良いことを意味す
る。

Ａ１：電気抵抗を増大させ、渦電流損失を低下させるた
めに添加することが望まれる。また、製鋼段階で鋼中の
酸素を低減する脱酸材として添加してもよい。しかし、
多量に添加すると脆化を生じさせ、磁束密度も低下する
ので３ｗｔ％以下とする。γ−α変態に対しては、Ｓｌ
と同様、脱炭完了後実質的にα単相となる上限温度を上
昇させる。

Ｃ，Ｓｉ、Ｍｎ以外の成分で本発明を損なわず添加でき
るものは以下のとおりである。なお、ＮはＣと同様の作
用を生じるので、積極的に添加してもよい。

Ａ１５３ｗｔ％ Ｗ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｌ、Ｍｏ≦１ｗｔ％Ｃｕ≦０．
５　ｗ　ｔ％ ＮｂＳ２．５　ｗ　ｔ％ Ｎ　≦ｏ、ｏｓｗｔ％ Ｓ　≦０．５　ｗ　ｔ％ Ｓｂ、Ｓｅ、Ａｓ≦０．０５ｗｔ％ Ｂ　５０．００５ｗｔ％ Ｐ　≦０．５　ｖ　ｔ％ Ｏ製品板厚 本発明では結晶＆１ＩＶＩｉ的な面から製品板厚に上限
を設ける必要はない、しかし、製品板厚が厚いと内部ま
で脱炭するのに長時間を要し、また渦電流損失が増大す
るので５ｔｌ以下とし、好ましくはｌ鶴以下、より好ま
しくは０．５鰭以下である。下限は十分に集積した（１
００１集合＆１１織とするため０．０５ｍとし、好まし
くは０．１　ｗｅ以上、より好ましくは０．１５ｍｍ以
上である。

Ｏ結晶＆ＩＩ織 板の表面から内部に向かって伸びた柱状粒が板厚中心付
近で衝突した＆ｌＩ織を基本とするが、さらに粒成長を
促進させて板厚方向に貫通した柱状粒＆１ｌｖｅｔであ
ってもよい、ただし、低鉄損とするため柱状結晶粒の板
面平行方向の平均直径は１ｍｍ以下とし、好ましくは０
．５顛以下、より好ましくは０゜３５ｔ＊以下である。

０　板面垂直方向のＮ　ＯＯ＞軸密度 通常、珪素鋼板における板面垂直方向への（１００〉軸
の配向度を調べるには、ｘ１回折測定によりＸ線の散乱
ベクトルが板面垂直方向に一致するような条件下で＋２
００＋反反射骨強度を求め、これを結晶方位配向性のな
い試料についての値の倍数で表示する。この値は下記の
場合を除いて実際の板面垂直方向の（１００＞軸密度と
ほぼ一致する。

（１）　　結晶粒が０，１ｍ以上の大きさで、Ｘ線の照
射領域に十分な個数の結晶粒がない場合。

（２）板面垂直方向への＜１００’＞軸の集積が非常に
強い場合これは一般に配向性のないものの１０倍以上の
場合である。

本発明においては、（１１、（２）の例外を排除するた
め、板面垂直方向から±５°以内に＜１００＞軸を持つ
結晶粒の全体に対する比率を配向性のない場合の比率で
割った値を板面垂直方向の＜１００〉軸密度として定義
する。この値は集積度が小さい場合、Ｘｉによる測定に
ほぼ一致する。

実験上ではＳ　ＥＭ　（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　［１ｌｅｃ
ｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏ−３ｃｏｐｅ）による結晶粒組織
の観察に、Ｆ、　ＣＰ　（ｔＥＩｅ−ｃｔｒｏｎ　Ｃｈ
ａｎｎｅｌｌｎｇ　Ｐａｔｔｅｒｎ）による結晶方位解
析を併用して、２００〜３００個程度の結晶粒の方位を
調べ、板面垂直方向の＜１００＞軸密度を求めることに
なる。

本発明に係る珪素鋼板においては、前記の如き板面から
内部に向かって伸びた結晶組織をもっことにより、板面
垂直方向に＜１．００＞軸が高密度で集積する。この密
度は、十分な磁気特性確保のため、上で定義した値で表
わして５以上が好ましく、より好ましくは８以上、更に
好ましくは１５乃至２０以上である。

○　冷間圧延鋼板の製造方法 脱炭焼鈍前の冷間圧延は、板面垂直方向のく１００〉軸
の集積には実質的に影響を与えないが、板面平行方向の
Ｎ　ＯＯ＞軸の集積には大きな影響を与え、これを制御
することにより　＋１００１＜Ｑ　Ｏ１）方位あるいは
＋１００１　　＜０１１＞方位の集合＆ｆｌ織をもつい
わゆる二方向性珪素鋼板が製造できる。

１１００１　　＜００１＞方位の集合ｍ織を付与するに
は、中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を初回圧延に
おける圧延率１０％以上、最終圧延における圧延率４０
〜７５％で行う、こうすることにより板面平行方向で＜
１００＞軸が圧延方向と圧延方向に対して９０゛の方向
の二方向に強く偏位した集合組織を得ることができるの
である。初回圧延における圧延率が１０％未満では板面
平行方向の＜１００＞軸を上述の二方向に強く偏位させ
ることができない、また最終圧延における圧延率が４０
％未満および７５％超えではやはり二方向に強く偏位さ
せられない。

＋１００１　　＜Ｏｌｌ＞方位の集合組織を付与するに
は、１回または中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延
を最終圧延における圧延率８０％以上で行う、こうする
ことにより板面平行方向でく１００）軸を圧延方向に対
して４５°の方向に強く偏位させることができる。最終
圧延における圧延率が８０％未満ではこの方向への＜１
００＞軸の偏位が弱（なる、２回以上の冷間圧延を行う
場合、最終圧延以外の圧延はこの＆ｌｌＩ織形成に強く
影響しないので、圧延率制御により最終板厚を調節でき
る。

中間焼鈍については再結晶を生じさせる必要性から６０
０℃以上とする。上限は工業的実施の観点から１２００
℃を限度とし、好ましい範囲は７００〜１０００℃であ
る。

冷間圧延鋼板の製造は、通常は連続鋳造−熱間圧延−冷
間圧延の工程によるが、連続鋳造にょる方法以外には、
例えば５０龍以下の板厚に直接凝固させた薄スラブもし
くは溶湯趙急冷法による極薄板を直接または熱間圧延後
に冷間圧延する方法でもよい、なお、冷間圧延とは再結
晶の生じない５００℃以下の圧延をいうものである。

○　最終焼鈍 脱炭前にαとγの２相部合もしくはγ単相であり、かつ
脱炭完了後α単相となる温度域で脱炭焼鈍を行う、これ
により脱炭の行われていない部分についてはα＋γ２相
域もしくはγ単相域の温度で焼鈍が行われ、表面から脱
炭が進行する間に表層より内部に向かってγ−α変態を
生じ、板面垂直方向にＮ　ＯＯ＞軸が強く集積した実質
的にα単相の柱状粒組織が得られる。具体的には、焼鈍
効率等を高めるため、次のような焼鈍を行うのが好まし
い。

まず、弱脱炭性でかつ非酸化性もしくは弱酸化性の雰囲
気中、例えばＩＴｏ　ｒ　ｒ以下の真空中もしくは露点
が一２０℃に満たない低い温度のＨｌ、　Ｈｅ、　Ｎｅ
、　Ｎｒ、　Ｋｒ、　Ｘｅ、　Ｒｎ、　Ｎｔの１種また
は２１４以上の雰囲気中で、８００℃以上の温度で焼鈍
し、板表面から５〜１００μｍの深さの領域にα単相域
を形成する。焼鈍時間は好ましくは１〜４８ｈ程度であ
る。この焼鈍を強脱炭性雰囲気あるいは酸化性雰囲気で
行った場合は脱炭は生じても板面垂直方向に＜１００＞
軸が集積しない。

次いで、強脱炭性の雰囲気、例えば露点−２０℃以上の
Ｈ２中もしくは露点〜２０℃以上のＨ２に不活性ガスま
たはｃｏ、ｃｏ、を添加したガス中で、６５０〜９００
℃の温度で焼鈍し、板表層部に形成したα単相域を板内
部に向かって成長させる。焼鈍時間は好ましくは５ｍ１
ｎ〜２０ｈ程度である０強脱炭性雰囲気での焼鈍を行わ
ず、弱脱炭性雰囲気での焼鈍をそのまま続けた場合は、
板厚が厚いと長時間を要するという問題がある。

しかし脱炭に要する時間は板厚に強く依存するため、板
厚の薄い０．２ｆｉ厚以下のものでは弱脱炭性雰囲気で
の焼鈍を続けても、さほどの時間を要しない。

なお、強脱炭の工程はＣ添加時にα相とセメンタイトと
の混合相となる温度域で行ってもよい。

Ｏ表面コーティング 表面には絶縁皮膜を形成することが好ましいが、この工
程は最終焼鈍後に実施してもよいし、弱脱炭性雰囲気中
での焼鈍の後に実施してもよい、後者の場合は、表面コ
ーテイング後に強脱炭性の雰囲気中で焼鈍を行うことに
なる。

〔実施例１〕 ＋ｌ　Ｏ０１＜ＯＯ１）方位の集合組織をもつ二方向性
珪素鋼板についての例である。

第１表にＡ〜■で示す９種類の組成の真空溶製インゴッ
トを熱間鍛造により１０削厚の板とし、各板を５Ｒ厚ま
で熱間圧延した後、冷間圧延（圧延率５０％）、中間焼
鈍（８５０℃）、冷間圧延（圧延率６０％）により１．
０ｔ［の板とした。しかる後、各仮に最終焼鈍として１
０−’Ｔｏ　ｒ　ｒの真空中で８７０〜１１５０℃、３
０分〜２４時間の弱脱炭焼鈍を施し、引き続きＨ工を２
０ｖｏ　１％含む露点＋４０℃のＡｒ気流中で８５０℃
、５分〜５時間の強脱炭焼鈍を施した。

最終焼鈍後のＣＭは全ての試料について０．００３ｗｔ
％以下となった。

そして、最終焼鈍を終えた各試料の表面から板厚の２１
５の位置において前述したようにＥＣＰ法によって各試
料について３００個の結晶粒の結晶方位を解析し、板面
垂直方向の＜１００＞軸密度を配向性のないものの倍数
で求めるとともに、断面組織の光学顕微鏡観察から、結
晶粒の板面平行方向の平均粒径を求めた。また圧延方向
に対する＜１００＞軸の配向性を調べるため、１０００
Ａ　／　ｍの外部磁界を付与したときの磁束密ａ　Ｂ　
＋。

を圧延方向について測定した。参考のため配向性をほと
んど有しないものについても同様の測定を行った。結果
を最終焼鈍条件とともに第２表に示す。

組成りのインゴットはＣ量が０．０２ｗｔ％未満で、こ
れを使用する製法は本発明の範晴に入らない、他の組成
Ａ、Ｃ〜１のインゴットは全て本発明の製法を満足し、
最終焼鈍条件も本発明の製法を満足する。

組成Ａ、Ｃ−１についての調査結果は、いずれの珪素鋼
板も板面垂直方向に成長したα相の柱状粒組織を有し、
しかも＜１００＞軸は板面垂直方向に強く集積し、板面
平行方向においてもＢ１゜の値が大きいことから＜Ｉ　
ＯＯ＞軸が圧延方向に強く集積していることがわかる。

なお、第２図（イ）（ロ）に示す断面組織写真は、第１
表にＦで示す組成の鋼に熱間鍛造−熱間圧延−冷間圧延
を施し製造した０、５ｍｍ１７の試料についてのもので
ある。（イ）はこの試料に真空中で９５０℃、９時間の
弱脱炭性焼鈍を施した後の段階、（ロ）はこの焼鈍の後
、露点が＋４０℃の４Ｑｖｏ１％Ｈ！＋Ａｒ気流中で８
５０℃、３０分間の強脱炭性焼鈍を施した後の段階をそ
れぞれ×１００、×５０で１最影したものである。

〔実施例２〕 ［１００１＜００１＞方位への集積度に及ぼす冷間圧延
の影響を調べるため、第１表に■で示す組成の鋼を真空
中で溶製し鋳造したインゴットを熱間鍛造により１０ｆ
ｌ厚の板とし、この板を１２００℃の温度に加熱し熱間
圧延にて４〜１．０ｆｌ厚の板とした後、３０〜８０％
の範囲の種々の圧延率で第１段目の冷間圧延を行い、更
に８２５℃の温度で３分間中間焼鈍した後、３０〜８０
％の範囲の種々の圧延率で第２段目の冷間圧延を行って
０．５ｍｍ厚の板とした。

得られた各板を電解脱脂により表面清浄化し、コイルに
巻きとり、眉間にＡ１．０１を主成分とする剥離材を充
填した後、最終焼鈍として１Ｏ−４７ｏｒｒの真空中で
９５０℃にて５時間焼鈍を行い、引き続きコイルを巻き
もどして露点＋１０℃の２０ＶＯＩ％Ｈ，−Ｎｔガス気
流中で８２５℃、２時間の焼鈍を行った。

得られた試料について、板面平行方向におけるＮ　００
）軸の集積度を調査するために、圧延方向に１００ＯＡ
／ｍの磁界を付与したときの磁束密度Ｂ１゜を測定した
。また５０Ｈ２の交番磁界中で１．５７まで磁化したと
きの鉄損Ｗ、、、、。も測定した。

結果を第３表および第３図に示す、また、第４図は一部
の試料について集合＆Ｉ！織を調べるため表面から板厚
の２１５の深さまで研磨によって削除しその面について
Ｘ線回折により測定した（２００）極点図である。

これらの結果から明らかなように、初回圧延における圧
延率が１０％以上で、かつ最終圧延における圧延率が４
０〜７５％のとき、Ｂ１゜は１．７０以上に達している
。第３表および第４図の結果から板面平行方向において
は＜１００＞軸が圧延方向に強く集積し、板面に（１０
０１が平行で圧延方向に＜００１＞軸が集合した＆ｌ１
ｍが得られていることがわかる。また、このような集合
組織の形成により鉄損値も低下することがわかる。

第　　３　　表 〔実施例３〕 （１００１＜０１１＞方位の集合＆［ｌ織をもつ二方向
性珪素鋼板についての例である。

第４表にＡ−Ｊで示す１０種類の組成の真空溶製インゴ
ットを熱間鍛造により１５ｍｍ厚の板とし、各板を５ｍ
ｍ厚まで熱間圧延した後、冷間圧延（圧延率８６％）で
０．７鶴厚の板とした。しかる後、各仮に最終焼鈍とし
て１０−”ｗ　ｌ　Ｏ−’Ｔ　ｏ　ｒ　ｒの真空中で８
７０〜１１５０℃、ｌＯ分〜２４時間の弱脱炭焼鈍を施
し、引き続きＨ！を２０ＶＯＩ％含む露点＋１０℃のＮ
１気流中で８２５℃、５分〜１０時間の強脱炭焼鈍を施
した。

最終焼鈍後のＣ量は全ての試料について０．００３ｗｔ
％以下となった。

そして、最終焼鈍を終えた各試料の表面から板厚の２１
５の位置において前述したように、ＥＣＰ法により各試
料毎に３００個の結晶粒の結晶方位を測定し、板面垂直
方向の＜１００＞軸密度を配向性のないものの倍数で求
めるとともに、断面組織の光学顕微鏡観察から結晶粒の
板面平行方向の平均粒径を求めた。また圧延方向に対し
て４５゛の方向へのＨ００）軸の配向性を調べるため１
０００Ａ／ｍの外部磁界を付与したときの磁束密度Ｂ、
。を前記４５°の方向について測定した。

参考のため配向性をほとんど有しないものについても同
様の測定を行った。結果を最終焼鈍条件とともに第５表
に示す。

組成ＪのインゴットはＣ量が０．０２ｗｔ％未満で、こ
れを使用する製法は本発明の範晴に入らない、他の組成
Ａ−１のインゴットは全て本発明の製法を満足し、最終
焼鈍条件も本発明の製法を満足する。

組成Ａ〜■についての調査結果は、いずれの珪素鋼板も
板面垂直方向に成長したα相の柱状粒組織を有し、しか
もＨ００＞軸は板面垂直方向に強く集積し、板面平行方
向においても＜１００＞軸が圧延方向に対し４５°の方
向に強く集積しでいる。

〔実施例４〕 ＋１００１　　＜０１１＞方位への集積度に及ぼす冷間
圧延の影響を調べるため、第１表にＥで示す組成の鋼を
真空中で溶製し鋳造したインゴットを熱間鍛造により１
０ｆｌ厚の板とし、この板を１２００〜９００℃の温度
範囲で１．Ｏ〜０．５ｍｍ厚の板に熱間圧延した後、７
０〜９０％の範囲の種々の圧延率で冷間圧延を行ってｏ
、３ｎ厚の板とした。

得られた各板を０．１ｕのＡ　ｌ　ｚ　○、絹粉末て１
８層程度両面研磨し、引続き電解脱脂して表面を清浄し
た後、最終焼鈍として露点−５５℃のＡ「ガス中で９７
５℃にて５時間焼鈍を行い、引き続き露点＋５℃の５Ｑ
ｖＯ１％Ｈｚ　　Ｎ！ガス気流中で８００℃、２時間の
焼鈍を行った。

得られた試料について、板面平行方向における＜ｉｏｏ
＞軸の集積度を調査するために、圧延方向に対して４５
°偏位した方向に１００ＯＡ／ｍの磁界を付与したとき
の磁束密度Ｂ、。を圧延方向に対して４５°の方向につ
いて測定した。また５０Ｈｚの交番磁界中で１．５Ｔま
で磁化したときの鉄損Ｗ　、　！、、。も測定した。

結果を第６表および第５図に示す、また、第６図は一部
の試料について集合組織を調べるため表面から板厚の２
１５の深さの位置にてＸ線回折により測定した（２００
１極点図である。

これらの結果から明らかなように、冷間圧延における圧
延率が８０％以上のとき、Ｂ、。は１．７０以上に達す
る。このことから、板面平行方向においては＜１００＞
軸が圧延方向に対して４５°の方向に強く集積し、集積
密度の高い（１００１＜０１１＞集合＆ｌｔ織が得られ
ていることがわかる。

また、このような集合組織の形成により鉄損値も低下す
ることがわかる。

第　　６　　表 〔発明の効果〕 以上の説明から明らかなように、本発明は軟磁気特性に
優れた二方向性珪素鋼板を提供する。しかも素材面、圧
延面で特殊な技法を必要とせず、したがって実施容易で
実施コストが低い、さらに通常の冷間圧延法の採用が可
能であることから、板厚精度が高く鋼板を８１層した状
態での集積率も向上する。また、脱炭を利用することか
ら、脱炭前の段階で鋼板が十分なＣを含む。このため、
磁気特性確保のためにＳｌを添加してもＴ−α変態の受
ける影響は少なく、磁気特性は一層優れるものとなる。

したがって、本発明は二方向性珪素鋼板の特性改善およ
び工業的規模での実施による製造コスト低減を実現し、
産業上多大の効果を奏するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に係る珪素鋼板の組織略図、第２図は同
じく断面組織写真、第３図および第５図は同じく冷間圧
延率と磁束密度との関係を示す図表、第４図および第６
図は同じ＜（２００１極点図、第７図は各種珪素鋼板の
結晶方位を示す模式図である。 第　　１　　図 （イ） ζ〉　　２　）ζ； （イ） （ロ） 第３図 第２段目の圧延率（〃） 第　　４　図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ≦０．０１ｗｔ％、０．２≦Ｓｉ≦６．５ｗｔ％
   を含んだ板厚０．０５〜５ｍｍの冷間圧延珪素鋼板で、
   板面垂直方向に表面から内部に向かって成長した柱状結
   晶粒からなり、その柱状結晶粒の板面平行方向の平均直
   径が１ｍｍ以下で、板面に｛１００｝面が平行で圧延方
   向に〈００１〉軸が強く集積した集合組織をもつ軟磁気
   特性に優れた二方向性珪素鋼板。 ２、Ｃ≦０．０１ｗｔ％、０．２≦Ｓｉ≦６．５ｗｔ％
   を含んだ板厚０．０５〜５ｍｍの冷間圧延珪素鋼板で、
   板面垂直方向に表面から内部に向かって成長した柱状結
   晶粒からなり、その柱状結晶粒の板面平行方向の平均直
   径が１ｍｍ以下で、板面に｛１００｝面が平行で圧延方
   向に〈０１１〉軸が強く集積した集合組織をもつ軟磁気
   特性に優れた二方向性珪素鋼板。 ３、０．０２≦Ｃ≦１ｗｔ％、０．２≦Ｓｉ≦６．５ｗ
   ｔ％を含んだ珪素鋼板に対して、中間焼純を挟む２回以
   上の冷間圧延を初回圧延の圧延率１０％以上、最終圧延
   の圧延率４０〜７５％で行うことにより、板厚０．０５
   〜５ｍｍの冷間圧延珪素鋼板を製造し、しかる後、この
   冷間圧延珪素鋼板を脱炭後実質的にαフェライト単相と
   なる温度でＣ≦０．０１ｗｔ％まで脱炭焼鈍することを
   特徴とする特許請求の範囲第１項の記載の軟磁気特性に
   優れた二方向性珪素鋼板の製造方法。 ４、０．０２≦Ｃ≦１ｗｔ％、０．２≦Ｓｉ≦６．５ｗ
   ｔ％を含んだ珪素鋼板に対して、１回または中間焼鈍を
   挟む２回以上の冷間圧延を最終圧延の圧延率８０％以上
   で行うことにより、板厚０．０５〜５ｍｍの冷間圧延珪
   素鋼板を製造し、しかる後、この冷間圧延珪素鋼板を脱
   炭後実質的にαフェライト単相となる温度でＣ≦０．０
   １ｗｔ％まで脱炭焼鈍することを特徴とする特許請求の
   範囲第２項に記載の軟磁気特性に優れた二方向性珪素鋼
   板の製造方法。 ５、脱炭焼鈍として非酸化性または弱酸化性の雰囲気中
   で、かつαフェライトとオーステナイトの二相混合もし
   くはオーステナイト単相となる温度で、弱脱炭焼鈍を行
   うことを特徴とする特許請求の範囲第３項または第４項
   に記載の軟磁気特性に優れた二方向性珪素鋼板の製造方
   法。 ６、弱脱炭焼鈍で板表面から５〜１００μｍの領域がα
   フェライト単相となるまで脱炭を行い、引き続き表層の
   αフェライト粒が少なくとも板厚中央部で衝突するまで
   強脱炭焼鈍を行うことを特徴とする特許請求の範囲第５
   項に記載の軟磁気特性に優れた二方向性珪素鋼板の製造
   方法。