JPH02274844A - 磁気特性の優れた電磁鋼板及びその製造方法 - 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） この発明は、板面垂直方向に＜１００＞軸が高密度に集
積したところの磁気特性の優れた電ｍａｉｉ板及びその
製造方法に関するものである。

（従来の技術〉 一般に、電動機９発電機、変圧器等の鉄心材料には高率
でＳｔを含有すると共にＣ等の不純物元素を極力抑えた
電磁鋼板が使用されているが、この電磁鋼板には ａ）交流磁界中で磁気的なエネルギー損失（鉄損）が少
ないこと。

ｂ）実用的な磁界中で磁束密度が高いこと。

が要求されており、これら所要磁気特性を実現するため
には電気抵抗を高めかつ磁化容易軸方向である体心立方
格子の（１００）軸を使用磁界方向に集積させるのが有
効とされている。

そして、使用磁界方向が一方向に限られている場合には
、このような使用形態の下で特に良好な磁気特性を示す
３％程度（以降、成分割合を示す％は重量％とする）の
Ｓｔを含んだ“一方向性電磁鋼板”が適用される。これ
は、第１図（ａ）で示すように、一方向性電磁鋼板では
（１１０１面が板面に平行していて＜ｉ　ｏ　ｏ＞軸を
圧延方向に集積させているため、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ていることによ
るものである。しかし、一方で、この一方向性電磁鋼板
は圧延方向以外の方向の磁化が難しく、そのため電動機
や発電機等の回転機器の如き磁界が板面内の様々な方向
に作用する部材として使用した場合には格別な効果の得
られるものではなかった。

そこで、磁界が板面内の複数方向に作用する用途の場合
には、第１図（ｂ）〜第１図（ｅ）に示されるような集
合組織を持つ“無方向性電磁鋼板”が使用される。もっ
とも、これら無方向性電磁鋼板の中にあっても、実際に
良好な磁気特性を示すのは第１図山）乃至第１図（ｄ）
に示すような（１００）面が板面に平行しく１００＞軸
が板面垂直方向に集積したものであるが、このような集
合組織を持つと３つの互いに直交した＜１００＞軸のう
ちの２つまでが板面に平行となる。そして、この板面に
平行な２つの＜ｉ　ｏ　ｏ＞軸の集積具合は用途によっ
て望まれるものが異なり、例えば゛板面内の互いに直交
する２方向°に磁界が加わる“Ｅｌ型鉄心”のような場
合は第１図（ｂ）及び第１図（Ｃ）に示す如き（１００
）　＜００１＞、　（１００）　（０１１）方位の集合
組織のものが好ましく、また板面内のあらゆる方向に磁
界が加わるものの場合は第１図（ｄｌに示す（ｌ　ＯＯ
）面内無方向集合組織のものを使用するか、もしくは第
１図伽）及び第１図（Ｃ）に示す（１００）　＜ｏ６ｘ
＞、　（１００）　＜０１１＞型集合組織のものを板面
内で角度を変えて打ち抜き、これらを重ね合わせて使用
するのが好ましいと言える。

ところで、このような板面垂直方向に＜１００＞軸を持
つ無方向性電磁鋼板は、従来、次に示す如き「凝固組織
を用いる方法」と［高温焼鈍による方法」の２方法で製
造されている。

このうち、「凝固組織を用いる方法」は「鋼を凝固させ
ると熱流方向に０００＞軸を持つ結晶が成長するが、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
垂直となるのでこの方向に＜１００＞軸が配向する」と
の“鋼の凝固時における結晶の配向性“を利用したもの
で、具体的には“溶湯超急冷法によるもの”と“インゴ
ット柱状晶を利用する方法１の２方法がある。

“溶湯急冷によるもの”は、高速回転する冷却ロールの
表面に溶湯を噴出して０．０５〜０．５Ｎ厚程度の薄板
を直接的に製造する方法であり、この方法で６％程度の
３１を含む珪素薄帯を製造すると板面に垂直か或いは垂
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。

一方、“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＜１００＞繊維集合組織の柱
状晶インゴットを（１００）面が圧延面となるように圧
延し、これを１０００℃以上の温度で焼鈍して（１０Ｇ
）　　＜００１＞集合組織の珪素鋼板を製造する方法で
ある。

これに対して、「高温焼鈍による方法」は高温焼鈍によ
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つの手法が知られている。

一つは、焼鈍雰囲気の規定に主たる特徴を持つた方法で
あって、厚さ：　０．１５ｍ以下の薄珪素鋼板を用い、
弱酸化性雰囲気下において１０００℃以上の温度で焼鈍
を施す手法である。この方法によると、既存の結晶粒は
一旦板厚程度の大きさにまで成長するが、その後表面エ
ネルギーを駆動力として板面垂直方向に＜ｉ　ｏ　ｏ＞
軸を持った結晶粒が優先的に成長することとなる。

今一つは、Ｍ等を微量添加した珪素鋼を用い、これを０
０と９０°の両方向に圧延（交叉圧延）してから１１５
０℃の温度で最終焼鈍を行う方法であって、２次再結晶
により　（１００）　　＜ＯＯ１＞方位の結晶粒を実現
する手法である。

しかしながら、これら何れの方法にも以下に示すような
各種の問題点が指摘されており、所望性能の製品を安定
して製造する上で少なからぬ障害となっていた。

〈発明が解決しようとする課題〉 即ち、「凝固組織を用いる方法」のうちの“溶湯急冷法
によるもの”では、得られる電磁鋼板は板面垂直方向の
＜１００）軸密度が３〜６倍程度しかなく、また板厚精
度も低いため、電磁鋼板に必要とされる高い占積率は確
保できない。

また、“インゴット柱状晶を用いる方法”では板面垂直
方向に＜１００＞軸を高密度で集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１０〜１０
０倍の結晶粒となる。このため、交流磁界中では渦電流
損失が大きく、十分な低鉄損が確保できない、しかも、
特殊な鋳造方法の採用が必要であることから、工業的規
模で実施するのは困難である。

他方、「高温焼鈍による方法」では、何れの手法によっ
ても上記「凝固組織を用いる方法」での“インゴット柱
状晶を用いる方法”の場合と同様の問題が指摘されてい
る。つまり、弱酸化性雰囲気で焼鈍を行う場合であって
も、また交叉圧延を行う場合であっても、得られる電磁
鋼板の“板面垂直方向の＜１００＞軸の集積度”を高め
ようとすると結晶粒組織が非常に大きくなり、交流磁界
中での鉄損特性が悪化するのを防止できなかった。

加えて、“弱酸化性雰囲気で焼鈍を行う方法”は厚さ０
．１５ｍ以下の極く薄い板にしか適用できないとの制約
もあり、また“交叉圧延を行う方法”は長尺の薄板には
適用できず、何れにしても工業的に満足できる方法とは
言い難かった。

このようなことから、本発明が目的としたのは、従来の
電磁鋼板に指摘される前記問題点を払拭し、高磁束密度
でしかも鉄損特性の良好な電磁鋼板を実現することであ
る。

〈課題を解決するための手段） 本発明者等は上記目的を達成すべく数多くの実験を繰り
返しながら研究を重ねた結果、次に示すような新しい知
見を得ることができた。即ち、（ａ）　　珪素鋼板の脱
炭焼鈍が進行する過程でｒ　−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
損で磁束密度も高い結晶粒組織の電磁鋼板”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に
十分満足できる規模で簡単かつ安定して得られる。

（ｂ）　　そして、このような処理によって実現された
高集積度の（１００）集合組織では、その結晶粒の平均
粒径（柱状晶の板面平行方向の平均粒径）が特定値以下
であると、渦電流損失が従来のものよりも格段に低下し
、かつ磁束密度もより高くなる。

（Ｃ１上記電磁鋼板の実現には、予め目的とする製品鋼
板におけるよりも多めのＣを含有させると共に、Ｓｔ、
　Ｍｎ、　Ａｊ及びＰ含有量を特定範囲に調整してオー
ステナイト相（γ相）の温度域を拡大した珪素鋼板を素
材とし、これに脱炭焼鈍等を施してＣ含有量を低減する
と同時に、該Ｃ含有量低減によるγ−α変態を発生させ
る方法が非常に有効である。

（ｄ）　　更に、脱炭工程を２つに分け、まず弱脱炭に
よって珪素鋼板の表層部に“板面垂直方向への（１００
＞軸密度の高いα単相の集合組織”の脱炭層を形成して
おき、その後で例えば歪取焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍等によ
り強脱炭を行って鋼板中心部にまでγ→α変態を発生さ
せると、表層部により好ましい組織を形成することがで
きる上、表層の結晶配向がスムーズに受は継がれて板厚
全体にわたり板面垂直方向へ０００＞軸がより高密度で
集積した結晶組織が極めて容易に実現され、上記高性能
電磁鋼板の性能や製造作業性が一段と安定化することに
加え、弱脱炭条件の選択範囲が広いことから処理時間短
縮の可能性も出てくる。

（ｅ）シかも、上記強脱炭を行うに当って鋼板に軽加工
を施しておくと、脱炭所要時間が短縮されて生産性の著
しい改善が図れる。

本発明は、上記知見等に基づいてなされたものであり、 ｒＸ＝ｓｉ（χ）＋０．５Ｍｎ（χ）＋０．９６６Ａｊ
（χ）＋１．６７Ｐ（χ）〔但し、Ｍｎ３５％、＾１≦
５％、Ｐ≦５％〕にて示されるＸが０．２〜６．５で、
残部がＦｅ及び不可避不純物から成る板厚：　０．０５
〜１ｍｌの電磁鋼板であって、その平均結晶粒径が１鶴
以下でかつ板面垂直方向の＜１００＞軸密度が高い状態
に電磁鋼板を構成した点」 に特徴を有し、また、 ｒｏ、０２〜０．１％のＣを含有すると共に、式％式％
（） にて示されるＸが０．２〜６．５で、残部がＦｅ及び不
可避不純物から成る板厚：　Ｏ，ＯＳ〜１鶴の鋼板を素
材とし、これをＣ含有量７０．０１％以下にまで脱炭処
理することによって＜１００＞軸密度を高度に発達させ
ることにより、平均粒径が１鶴以下でかつ板面垂直方向
の＜１００）軸密度が高い磁気特性に優れた電磁鋼板を
安定して量産し得るようにした点」、 更には 「上記脱炭処理を、鋼板表層部：０．０５〜０．５ｍの
みを脱炭する弱脱炭と、その後の鋼板中心部まで脱炭す
る強脱炭との２回に分けて行ったり、このときの弱脱炭
を１０００〜１１５０℃に３０分を超えない時間だけ加
熱保持する弱脱炭焼鈍にて実施したり、或いは前記強脱
炭を行う前に５００℃以下の温度にて１０％以下の軽加
工を行ったりして、前記磁気特性に優れた電磁鋼板をよ
り安定かつ能率的に量産し得るようにした点」 をも特徴とするものである。

く作用〉 まず、本発明に係る電磁鋼板の製造は次のような観点の
下に行われる。

即ち、従来、電磁鋼板に対する最終焼鈍はα−フェライ
ト単相の温度域で行うのが通例である。

これに対し、Ｃを適量添加してＴ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
る温度域”において例えば脱炭性雰囲気で焼鈍すると、
この焼鈍ではＣが十分に含有されていることから（α＋
７）２相域若しくはＴ単相の温度域で焼鈍が行われるこ
とになる。

その結果、上記珪素鋼板は表層部から徐々に深部へかけ
て脱炭が進行し、特定Ｃ濃度にまで脱炭された部分から
α単相化が進むが、当初はまず表層部領域が脱炭され、
この部分のみがα単相となる。そして、この表層部領域
で生成するα結晶粒は、表面エネルギーを駆動力にする
ためと推定されるが、第２図に示す如く板面垂直方向に
成長する。かくして、珪素鋼板の表層部領域は板面垂直
方向に＜１００＞軸が強く集積したα単相の集合組織を
持つようになる。なお、この段階での珪素鋼板表層のα
粒は、板面平行方向に３０〜３００趨程度の大きさの柱
状粒となっている。

続いて、脱炭が更に進行すると、表層のα粒が内部の〔
α＋Ｔ〕２相域もしくはＴ相域に向かって成長し、最終
的には第３図に示すように“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単相の柱状粒組
織”となる。

上述のように、脱炭の過程でＴ−α変態を生じさせると
、鋼板全体を“表面部において生成され易い（１００）
集合組織“とすることができる上、粒成長の過程で板面
垂直方向のＮ　００）軸の集積度も向上して優れた磁気
特性を有する電磁鋼板が極めて安定に得られることとな
る。なお、この粒成長メカニズムは本発明者等の訓査研
究により判明したものであることは言うまでもない。

更に、このような処理によって実現された高集積度の（
１００）集合組織では、その柱状晶の直径が板厚の数倍
以下であると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。

なお、珪素鋼板の脱炭に際しては、脱炭工程を２つに分
け、まず第１段階として、脱炭されて生じるα単相域が
深部にまで至らないような弱脱炭性雰囲気下に珪素鋼板
を保持すると、その表層部（表面から５〜１００Ｍ深さ
まで）の脱炭により該部分に生成されるα結晶粒は一層
規則正しく板面垂直方向に成長するようになり、珪素鋼
板の表層部領域には更に強く板面垂直方向に＜ｉ　ｏ　
ｏ＞軸が集積したα単相の集合組織が形成される。その
ため、第２段階として上記の如くに処理された珪素鋼板
をその後に強脱炭すると、板中心部への脱炭進行に伴っ
て生じるＴ→α変態により、板面垂直方向への＜１００
＞軸密度が一段と高くなっている表層部におけるα単相
集合組織の結晶配向がそのまま中心部まで受は継がれ、
板厚全体にわたり更に好ましい結晶組織が実現されるよ
うになる。

しかも、［通常、弱脱炭によって珪素鋼板表層部に（１
００）集合組織を発達させるには比較的長時間を要する
が、１０００℃以上の高温で脱炭焼鈍すれば３０分以内
の短時間に目的が達せられる」との本発明者等の知見に
基づけば、脱炭工程を２つに分けたとしても十分に効率
の良い作業性を確保することができる。

更に、珪素鋼板表層部に（１００）集合組織を形成した
後の“強脱炭”の前に軽加工を施して転位を導入すれば
、Ｃの拡散が加速されて脱炭による表層（１００）粒の
鋼板中心部への成長が加速でき、その生産性は更に向上
する。

ところで、本発明において鋼板の成分組成、板厚及び結
晶組織等、並びに鋼板の製造条件を前記の如くに限定し
たのは次の理由による。

Ａ）鋼板の成分組成 旦エハユｙ反ツ旦 Ｘ　＝Ｓｉ（Ｘ）　＋０．５Ｍｎ（χ）　＋０．９６６
７Ｌｆｆｉ　（Ｘ）　＋　１．６７　Ｐ　（χ）〔但し
、Ｍｎ５５％、Ｕ≦５％、Ｐ≦５％〕にて規定されるＸ
を０．２〜６．５と定めたのは、該Ｘの値が０．２未満
では所望の十分な磁気特性が得られず、一方、上記Ｘの
値が６．５％を超えるように成分調整を行っても更なる
磁気特性の向上効果が得られないばかりか、材料の脆化
を招くようになるためである。

なお、以下にＭｎ、　Ａｊ、　　Ｐ及びＳｔ個々の含有
量限定理由を説明する。

Ｍｎ Ｍｎには電気抵抗を増大させて渦電流損失を低下させる
作用に加えて、Ｔ相温度域を拡大しＴ−α変態利用の集
合組織制御を容易化する作用があるので添加することが
望まれる成分であるが、添加する場合は０．５％以上、
特に０．８％以上含有させるのが望ましく、何れにして
も脱炭完了後８５０’Ｃ以下で実質的にα−フェライト
単相となる量を最大限として添加する。これは、Ｍｎを
多量に含有させると脱炭完了後実質的にα−フェライト
単相となる温度が低下し、焼鈍温度を極端に低くしなけ
ればならないためである。もっとも、Ｓｔ量が高い場合
にはＭｎを多量に含有させることができるが、５％を超
えてＭｎを含有させると磁束密度の低下を招くようにな
ることから、Ｍｎ含有量の上限は５％と定めた。

なお、「実質的にα−フェライト単相となる」とは、Ｍ
ｎＳやＡｊＮ等の微量な第二相が存在しても良いことを
意味している。

Ｉ Ｍにも電気抵抗を増大させて渦電流損を低下させる作用
があるので添加することが望ましい成分である。但し、
３％を超えて含有させてもそれに見合うだけの効果が期
待できないばか、りか、熱間加工性等の製造上の問題を
招くようになることから、へオ含有量の上限は３％と定
めた。

Ｐにも電気抵抗を増大させて渦電流損失を低下し、かつ
打ち抜き性をも向上させる好ましい作用があるので添加
することが望ましい成分である。

しかしながら、過剰に添加すると加工性を害するように
なることから、Ｐ含有量の上限は０．５％と定めた。

ｔ 磁気特性２機械的性質確保のために０．２％以上、好ま
しくは１％以上の添加を必要とする。上限は脆化及び磁
束密度の低下を抑えるために６．５％、好ましくは５％
、より好ましくは４％とする。

Ｓｉ　（先） 磁気特性や機械的性質確保のためにＳｔ含有量は０．２
％以上、好ましくは１％以上とするのが良い。

ただ、過剰にＳｉを含有させると材料の脆化が著しくな
るばかりか磁束密度の低下を招くようにもなることから
、Ｓｔ含有量は６．５％以下、好ましくは５％以下、出
来れば４％以下に抑えるのが良い。

Ｂ）素材鋼板のＣ含有量 最終焼鈍において脱炭に伴うＴ−α変態を利用した集合
組織制御を行うためには、最終焼鈍前の段階での珪素鋼
板のＣ含有量は０．０２％以上、好ましくは０．０５％
程度を必要とする。しかし、Ｃ含有量が多くなり過ぎる
と脱炭時間が長くなって工業プロセスとして好ましくな
くなることから、Ｃ含有量の上限は脱炭時間を抑えるた
めに１．０％以下とした。

なお、最終焼鈍後の段階におけるＣ含有量は、磁気特性
を劣化させないために０．０１％以下、好ましくは０．
００５％以下、出来れば０．００３％以下を目標とする
のが良い。

ところで、Ｓｔ、　Ｍｎ、　　Ｐ及びＭ以外の成分で本
発明の効果を損なわずに含有させ得るものとして次のも
のが挙げられる。即ち、Ｗ＋　Ｖ　ｔｃｒ、Ｃｏ、Ｎｌ
及びＭｏの１種以上：１％以下、Ｃｕ　：　０．５％以
下、Ｎｂ：０．５％、Ｎ　：　０．０５％以下、Ｓ：０
．５％以下、Ｓｂ、Ｓｅ及び篩の１種以上：　０．０５
％、Ｂ　：　０．００５％以下並びにＺｒ　：　０．５
％以下。

Ｃ）鋼板の板厚 本発明では、結晶組織的な面から板厚に上限を設ける必
要はない、しかし、板厚が厚いと内部まで脱炭するのに
長い時間を要し、また渦電流損失が増大するのでその上
限を１鶴に定めたが、好ましくは０．５鶴以下とするの
が良い。一方、十分に集積した（１００）集合組織とす
るためには少なくとも０．０５ｍの板厚を必要とするが
、望ましくは０．１ｍ以上、更には０．１５ｗ以上とす
るのが良い。

Ｄ）電磁鋼板の結晶組織 鋼板の表面から内部に向かって延びた柱状粒が板厚中心
付近で衝突した組織を基本とするが、更に粒成長を促進
させて板厚方向に貫通した柱状粒組織であっても良い、
但し、上記柱状結晶粒の板面平行方向の平均直径が１ｍ
を超えると所望の低鉄損が確保できなくなることから、
その平均結晶粒径を１鶴以下と限定したが、好ましくは
０．５鶴以下、出来れば０．３５ｍ以下とするのが良い
。

なお、上記結晶組織をもつことにより板面垂直方向にＨ
００）軸が高密度で集積するが、この集積度（軸密度）
は、十分な磁気特性確保のために結晶方位配向性のない
もの（ランダムなもの）と比べて５倍以上、より好まし
くは８倍以上、出来れば１５〜２０倍以上とするのが良
い。

Ｅ）成分組成以外の電磁鋼板製造条件 ストリップの　゛ 本発明に係る電磁鋼板用のストリップは格別にその製造
条件を問うものではないが、冷間圧延に際しての圧下率
は１０％以上、好ましくは３０％以上、出来れば５０％
以上とするのが良い０通常は、連続鋳造−熱間圧延−冷
間圧延の工程が採用されるが、その後に前述した脱炭が
施され、電磁鋼板が製造される。なお、この際、熱間圧
延後に焼鈍を行ったり、或いは冷間圧延を複数回行うと
共に圧延間に中間焼鈍を行うこと等は何らの妨げともな
らない。

上記冷延板は、連続鋳造に代わって例えば溶鋼を５０鶴
以下の板厚に直接凝固させた薄スラブ又は溶湯超急冷法
による極薄板を直接又は熱間圧延後に冷間圧延して製造
しても良いことは言うまでもない。

なお、ここで言う「冷間圧延」とは「再結晶の生じない
５００℃以下での圧延」を指している。

塁■矢作 所望の磁気特性を有する電磁鋼板を得るためには、素材
珪素鋼板を最終焼鈍工程等において“脱炭完了後にα−
フェライト単相となる温度域”で脱炭する必要がある０
例えば、脱炭焼鈍にて素材鋼板の脱炭を行う場合には、
ます脱炭の行われていない部分について〔α＋γ〕２相
域もしくはγ単相域の温度で焼鈍が行われ、脱炭が進行
するにつれて表層より内部に向かってγ−α変態を生じ
ることとなって、結局は板面垂直方向にＨ００＞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、処理効率を高めるために次のような焼鈍を
行うのが好ましい。

まず、第１段階として、弱脱炭性の雰囲気（例えば１０
−’Ｔｏｒｒ以下の真空中もしくは露点：０℃以下のＨ
ｔ＋　ｌｌｅ、　Ｎｅ、　Ｎｒ、　Ｋｒ、　Ｘｅ、　Ｒ
ｎ、　Ｎ２の１種又は２種以上の雰囲気）の中で１００
０℃以上の温度で焼鈍し、板表面から５〜ｆ００ｍの深
さの領域にα単相域を形成する。このときの焼鈍時間は
３０分以下とする。

この場合、焼鈍温度が１０００℃を下回ると短時間に目
的を達成するのが困難であり、焼鈍温度は高い方が処理
能率が向上するが、該温度が高すぎると材料強度が不足
するので上限を１１５０℃とするのが良い、また、この
際のα単相形成層の深さが板表面から５Ｊ！ｍ未満であ
ったり１００７１ｍ＋を超えたりすると、引き続く強脱
炭による円滑な所望結晶組織の実現が困難となる。

なお、脱炭焼鈍はバッチ式焼鈍でも良いが、能率面や板
同士の焼付防止の観点からは連続焼鈍を採用するのが好
ましい。

次に、第２段階として、強脱炭性の雰囲気（例えば露点
０℃以上のＮ２に不活性ガス又はＣ０１ＣＯｚを添加し
たガス）中にて　６５０〜９００℃の温度で焼鈍し、板
表層部に形成した前記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５分〜２０時間程度であ
る。なお、この強脱炭の工程は、出発材の高Ｃ含有時に
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
良い。

ところで、上記強脱炭処理に際しその前に１０％以下の
加工を加えることによって転位を導入した場合には、脱
炭工程の短時間化及び処理温度の低温化が図れるので好
ましい、この軽加工は、通常、圧延によって施されるが
、加工温度が５００℃を超えると回復によって転位の蓄
積が図れないため所望の効果が得られない。また、この
ときの加工度が１０％を趨えると、表層部に形成した前
記（１００）集合組織を持つ粒の方位が崩れるほか、再
結晶によって新しい方位の再結晶粒が後工程で生じる恐
れがある。

なお、本発明に係る電磁鋼板は、コーティング等によっ
て表面に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良いし、弱脱炭性雰囲気中
での焼鈍の後に実施しても良い。勿論、後者の場合には
、表面コーテイング後に強脱炭性雰囲気中で焼鈍を行う
ことになる。

続いて、本発明を実施例により更に具体的に説明する。

〈実施例〉 実施例　１ 第１表に示す９種類の組成（Ａ〜りの真空溶製インゴッ
トを熱間鍛造にて３０鶴厚の板となし、次いで得られた
各板を３鶴厚まで熱間圧延した後０．５ｍ厚まで冷間圧
延した。

次いで、得られた各冷延鋼板に最終焼鈍として、まず１
０−”Ｔｏｒｒの真空中で１０００−１１５０℃。

１〜３０分の弱脱炭焼鈍を施し、一部は軽度の冷間加工
を施した後、引き続き　Ｈ−を２０％含む露点：＋４０
℃のＡｒ気流中で６５０〜８５０℃、５分〜５時間の強
脱炭処理を施した。

この最終焼鈍後のＣ量は、全ての試料について０．００
３％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２
７５の位置″においてＸ線回折測定を行い、板面垂直方
向のＨ００＞軸密度に対応するＸ線の（２００）面反射
強度を配向性のないものの倍数で求めると共に、断面組
織の顕微鏡組織観察から結晶粒の板面平行方向の平均粒
径を求めた。

これらの測定結果を、最終焼鈍条件と共に第２表に示し
た。

第２表に示される結果からも次のことが確認できる。

即ち、Ｃ量が０．０２％未満と本発明での規定よりも低
い組成Ｅのインゴットを出発材料として得られた鋼板は
、最終脱炭焼鈍後の全厚に亘る板面垂直方向の＜１００
＞軸集積度が極端に低くなって・いる。

これに対して、組成Ａ並びにＣ〜！のインゴットから得
られた本発明に係る電磁鋼板は、何れも“板面垂直方向
に成長したα相の柱状組織”を有し、しかもＨ００＞軸
が全板厚に亘り板面垂直方向に強く集積していて優れた
磁気特性を発揮することが確認できる。

なお、前記第２図及び第３図として示した断面組織写真
図は、第１表にＦで示す組成の綱に熱間鍛造−熱間圧延
−冷間圧延を施した０、５ｍ厚の試料についてのもので
あり、第２図はこの試料に真空中で１１００℃、１０分
の弱脱炭性焼鈍を施した後の段階で、第３図は、この弱
脱炭性焼鈍の後、露点が＋４０℃の（４０％Ｈｚ　＋　
Ａｒ）気流中において８５０℃、３０分間の強脱炭性焼
鈍を施した後の段階をそれぞれ１００倍及び５０倍の倍
率で示している。

実施例　２ 第１表にＦで示す組成の鋼を真空溶製し鋳造したインゴ
ットを熱間鍛造して１０ｍ厚の板とし、この板を３關厚
まで熱間圧延してから１鶴厚まで冷間圧延し、更に８５
０℃、５分間の中間焼鈍を経て０．１〜０．８ｍ厚にま
で冷間圧延を行った。

次いで、得られた各冷延鋼板に最終焼鈍として、露点ニ
ー３０℃のＡｒガス雰囲気中で１１００℃。

１０分間の焼鈍と、その後更に露点：＋２０℃の（２０
％Ｈ，＋Ａｒ）ガス気流中で７５０℃、３０分間の焼鈍
とを施した。

そして、最終焼鈍を終えた各試料について、板面平行方
向のＨＯＯ＞軸密度並びに柱状粒の板面平行方向の平均
直径を実施例１と同様の方法で求めると共に、各試料か
ら内径５０鶴、外径６０１ｍのリング状試験片を打ち抜
き、各リング状試験片に１次コイル、２次コイルを１０
０ターンずつ巻いて磁気特性を測定した。

磁気特性の測定は、５０００　Ａ／ｍの外部磁界をかけ
た場合の磁束密度（Ｂｓ。）と、５０Ｈ２の交番磁界中
で１．５Ｔまで磁化した場合の鉄損（Ｗ　ｌｓハ。）と
について行った。

また、比較のため、０．３５ｍ厚の市販高級無方向性珪
素鋼板（ＪＩＳ　Ｓ　−９）に対しても同じ調査を行っ
た。

この結果を第３表に示す。

第　　　３　　　表 第３表に示される結果からも明らかなように、０．１〜
０．８鶴厚の何れの電磁鋼板も＜１００＞軸が板面垂直
方向に強く集積し、市販の高級無方向性電磁鋼板と比べ
て磁束密度が高く、鉄損も低い。

このことは、本発明により優れた磁気特性を有する電磁
鋼板が実現されるとの事実に止まらず、その有効性が板
厚の影響を受けないことをも明示するものである。

く効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、優れた磁気特
性を有する無方向性或いは二方向性電磁鋼板を板厚に格
別な影響を受けることなく容易かつ安定に実現すること
ができるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる
。

【図面の簡単な説明】

第１図は、電磁鋼板の結晶配列を説明した模式図であり
、第１図（ａ）、第１図（ｂ）、第１図（Ｃ）、第１図
（ｄ）及び第１図（＋３１はそれぞれ別の例を示したも
のである。 第２図は、本発明に係る電磁鋼板製造過程における断面
の金属組織例を示した写真図である。 第３図は、本発明に係る電磁鋼板の断面組織例を示した
金属組織写真図である。 第１

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％にて、式 Ｘ＝Ｓｉ（％）＋０．５Ｍｎ（％）＋０．９６６Ａｌ（
   ％）＋１．６７Ｐ（％）〔但し、Ｍｎ≦５％、Ａｌ≦５
   ％、Ｐ≦５％〕にて示されるＸが０．２〜６．５で、残
   部がＦｅ及び不可避不純物から成る板厚：０．０５〜１
   ｍｍの電磁鋼板であって、その平均結晶粒径が１ｍｍ以
   下でかつ板面垂直方向の〈１００〉軸密度が高い磁気特
   性に優れた電磁鋼板。
2. （２）重量％にて、０．０２〜０．１％のＣを含有する
   と共に、式 Ｘ＝Ｓｉ（％）＋０．５Ｍｎ（％）＋０．９６６Ａｌ（
   ％）＋１．６７Ｐ（％）〔但し、Ｍｎ≦５％、Ａｌ≦５
   ％、Ｐ≦５％〕にて示されるＸが０．２〜６．５で、残
   部がＦｅ及び不可避不純物から成る板厚：０．０５〜１
   ｍｍの鋼板を素材とし、これをＣ含有量：０．０１％以
   下にまで脱炭処理することによって〈１００〉軸密度を
   高度に発達させることを特徴とする、平均粒径が１ｍｍ
   以下でかつ板面垂直方向の〈１００〉軸密度が高い磁気
   特性に優れた電磁鋼板の製造方法。
3. （３）脱炭処理を、鋼板表層部：０．０５〜０．５ｍｍ
   のみを脱炭する弱脱炭と、その後の鋼板中心部まで脱炭
   する強脱炭との２回に分けて行うことを特徴とする、請
   求項２記載の電磁鋼板の製造方法。
4. （４）弱脱炭を、１０００〜１１５０℃に３０分を超え
   ない時間だけ加熱保持する弱脱炭焼鈍にて行うことを特
   徴とする、請求項３記載の電磁鋼板の製造方法。
5. （５）強脱炭を行う前に５００℃以下の温度にて１０％
   以下の軽加工を行うことを特徴とする、請求項３又は４
   記載の電磁鋼板の製造方法。