JPH09137224A - 方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 冷間圧延における生産性を向上し、磁気特性
に優れる方向性けい素鋼板を得る。 【解決手段】 Sb を0.03％以上含有し、AlN を主インヒ
ビターとする方向性けい素鋼板を製造するに際し、熱延
板焼鈍を1000〜1180℃の温度域の均熱途中にて冷却・加
熱サイクルを付加し、均熱温度よりも400 ℃以上温度の
低い低温領域をもうけ、冷間圧延を常温で行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、方向性けい素鋼
板の製造方法に関し、とくに熱延板焼鈍に工夫を加える
ことによって、磁気特性の改善を生産性の向上とともに
実現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軟磁性材料として、
主に変圧器または回転機等の鉄心材料として使用される
もので、磁気特性として磁束密度が高く、鉄損および磁
気歪が小さいことが要求される。かかる方向性けい素鋼
板は、二次再結晶に必要なインヒビター、たとえば、Mn
S, MnSe, AlN等を含む方向性けい素鋼板用スラブを、加
熱後、熱間圧延し、ついで必要に応じて熱延板焼鈍を施
したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧
延によって最終製品板厚とし、ついで脱炭焼鈍後、鋼板
にMgO などの焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼
鈍を行なって製造される。なお、方向性けい素鋼板の表
面には、特殊な場合を除いて、フォルステライト(Mg₂Si
O₄) 質絶縁被膜が形成されているのが普通である。この
被膜は表面の電気的絶縁だけでなく、その低熱膨張性を
利用して引張り応力を鋼板に付与することにより、鉄損
さらには磁気歪の改善にも寄与するものである。

【０００３】この方向性けい素鋼板の製造方法において
磁気特性をコイル全長にわたって安定して良好に保つた
め、熱延板焼鈍の条件を規定する技術が知られている。
たとえば、特開昭57−198214号公報（高磁束密度一方向
性電磁鋼板の製造方法）においては、析出分散相として
MnS とAlN を利用する基本成分系において、熱延板焼鈍
を、昇温過程の800 ℃から1080〜1200℃の均熱温度域ま
でを２〜10℃/sの昇温速度で昇温し、この均熱温度域に
60秒間以内保ったのちの冷却過程において、その均熱温
度域から900 〜980 ℃の温度域までの滞留時間を20秒以
上500 秒間以内とし、ついで室温までを10℃/s以上の冷
却速度で急冷することを特徴とする技術が提案されてい
る。この技術の思想は、800 ℃以上の昇温速度を2 〜10
℃/sとしたこの昇温過程で熱延板に析出しているSi₃N₄
を分解させると同時にAlNを最適サイズに析出させ、ま
た、均熱時間を60秒間以内に限定することにより析出物
の粗大化を防止し、均熱温度域から900 〜980 ℃の温度
域までの冷却をコントロールすることによりAlN の析出
を十分行わせることにある。すなわち、AlNの析出制御
が中心的な技術思想である。

【０００４】これに対し、特開平６−235027号公報（磁
気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法）において
は、熱延板焼鈍のヒートサイクルにおいて、５℃/s以上
の昇温速度で1100〜1180℃の温度範囲に加熱したのち、
５℃/s以上の冷却速度で800〜1050℃の温度範囲まで冷
却する加熱サイクルを少なくとも一回以上繰り返したの
ち、800 〜1050℃の温度範囲で20〜300 秒間均熱保持す
ることを特徴とする技術が提案されている。この技術の
思想は、熱延板焼鈍均熱時に冷却・加熱のサイクルおよ
び800 ℃から1050℃に保持することによりγ→α変態を
促進し組織形成に有害なパーライトなどの組織を消滅さ
せ、かつ、固溶Ｃと結晶粒内微細析出カーバイドを増加
させることにある。このような固溶Ｃ、析出カーバイド
の生成は、最終冷間圧延を特公昭50−26493 号公報（高
磁束密度一方向性電磁鋼板の冷間圧延方法）に開示され
ているような温間圧延時およびパス間の時効を前提とし
た技術と言えると考えられるが、その明細書では冷間圧
延との組み合わせが提示されているもののその条件につ
いては記載されていない。

【０００５】しかしながらこの方法を行なうための冷間
圧延には、タンデム圧延にくらべ生産性が著しく劣るリ
バース圧延を行なうことのできるゼンジミアミルを用い
るのが普通である。したがって、上記技術は熱延板焼鈍
と温間圧延等との技術の組み合わせが考えられ、温間圧
延ひいては生産性に劣るリバース圧延を不要とする技術
ではない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題点を有利に解決するもので、成分および熱延板焼鈍に
さらに工夫を加えることによって、冷間圧延における生
産性を低下させることのない、タンデム圧延にても優れ
る磁気特性を有する方向性けい素鋼板を得ることができ
る有利な製造方法を提案することを目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】この発明に至った経緯を
実験例を基にして以下に述べる。

【０００８】発明者らは、まず成分組成と熱延板焼鈍パ
ターンについて種々実験・検討を行った。その結果下記
するようにSbを比較的多量に含む成分組成にて熱延板焼
鈍を２回行えば、温間圧延の必要性がなくなることを新
規に見出した。Ｃ：0.07wt％、Al：0.025wt ％、Ｎ：0.
0090wt％、Sb：0.05wt％を含む３wt％Si鋼塊を用い、最
終板厚：0.34mmとする方向性けい素鋼板の製造工程にお
いて、熱延板焼鈍条件を変えて常温での冷間圧延に適し
た条件を探索すべく実験を行った。

【０００９】その実験結果を表１にまとめて示す。

【表１】

【００１０】なお、表１において、常温圧延は、タンデ
ムミルにて、ロールおよびストリップクーラントを使用
し、50℃の温度で圧延したものであり、温間圧延は、リ
バースミルにてクーラントの減量により200 ℃の温度で
圧延したものである。

【００１１】表１から明らかなように、熱延板焼鈍を２
回行うと、常温で冷間圧延を行っても、従来の温間で冷
間圧延を行った場合に比し、同等以上の磁気特性が得ら
れることが判明した。

【００１２】しかし上記方法は、生産性の観点より熱延
板焼鈍を２度行うという不利な面もあることから、さら
に熱延板焼鈍でのヒートパターンについて検討した。は
じめに、単純な考え方として、熱延板焼鈍の均熱時間の
延長と均熱温度の高温化について検討した。その実験結
果を表２（時間延長）および表３（高温化）にそれぞれ
まとめて示す。

【００１３】

【表２】

【００１４】

【表３】

【００１５】なお、表２および表３に用いた鋼塊の成分
組成および最終板厚は表１の場合と同様であり、冷間圧
延はタンデム圧延対応のため常温（温度：50℃）で行っ
た。

【００１６】表２および表３から明らかなように、均熱
時間の延長および均熱温度の高温化いずれの場合にも、
現在高磁束密度方向性けい素鋼板として用いられている
1.93T を超えるような磁束密度（Ｂ₈)特性は得られなか
った。

【００１７】そこで、熱延板焼鈍を２度行うことになん
らかの有効性があのではないかと考え、通常の熱延板焼
鈍の均熱（温度：1125℃時間：２分間）途中にて冷却・
加熱サイクルを付加して温度の低下した領域を有するヒ
ートパターンを考案し、種々実験を行った。なお、図１
に熱延板焼鈍におけるヒートパターンの模式図を示す。

【００１８】その実験結果を表４にまとめて示す。

【表４】

【００１９】なお、表４において、冷間圧延は常温（温
度：50℃）で行ったものであり、熱延板焼鈍途中の低下
温度差ΔＴは次式であらわすものである。 ΔＴ＝熱延板焼鈍均熱温度（1125℃) −低温領域の低下
到達温度 また、表４には1150℃・２分間の熱延板焼鈍２回通し材
も併記した。

【００２０】さらに、上記のような均熱途中に低温領域
をもうけた熱延板焼鈍材における冷間圧延温度の影響を
調査した。このとき、熱延板焼鈍は、均熱温度：1125
℃、低温領域低下到達温度：625 ℃（低下温度差ΔＴ：
500 ℃）とした。

【００２１】その調査結果を表５にまとめて示す。

【表５】

【００２２】ここで、表４および表５に示した実験に用
いた鋼塊の成分組成は表１の場合と同様であり、最終板
厚も0.34mmと表１の場合と同様にした。

【００２３】これら表４および表５から明らかなよう
に、熱延板焼鈍の均熱途中に400 ℃以上( ΔＴ）の均熱
温度より低い温度領域をもうけることにより、温間圧延
をしなくても、すなわち、常温での冷間圧延で安定して
良好な磁気特性が得られることが判明した。

【００２４】このように、熱延板焼鈍を２度行うことま
たは熱延板焼鈍の均熱途中に400 ℃以上の均熱温度より
低い温度領域を設けることと、常温での冷間圧延とによ
り、優れる磁気特性が得られることについては、以下の
ように推察する。熱延板焼鈍を２度行うことまたは、焼
鈍途中に400 ℃以上の低温領域を設けることにより、鋼
板は少なくとも２回のα−γ変態を経ることになる。こ
れにより、鋼板の粗大なパーライト、セメンタイトの組
織を均一に固溶・析出させることができる。この結果冷
延前の固溶Ｃ量が通常の熱板焼鈍に比べ大巾に増加し、
低温側に圧延温度の最適値が現れるものと考えられ。さ
らに、Sbについては、メカニズムは調査中であるが、粒
界に偏析し、粒内のカーボンの固溶量を増大させるもの
と考えている。

【００２５】かくして、この発明は上記知見に立脚する
ものであり、その要旨とするところは以下のとおりであ
る。

【００２６】AlおよびＮを主インヒビター成分として
含有し、かつ、Sbを0.03wt％以上含有する方向性けい素
鋼板用スラブを熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍後、１回
の冷間圧延により最終板厚としたのち、脱炭焼鈍を施
し、ついで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
に際し、 1)熱延板焼鈍の1000から1180℃の温度域の均熱途中にて
該均熱温度よりも400℃以上温度の低い領域までの冷却
・加熱サイクルを付加すること 2)冷間圧延を常温で行うこと を特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法（第１発
明）。

【００２７】熱延板焼鈍均熱途中にて冷却・加熱サイ
クルを２回以上繰り返すことを特徴とする第１発明の方
向性けい素鋼板の製造方法（第２発明）。

【００２８】AlおよびＮを主インヒビター成分として
含有し、かつ、Sbを0.03wt％以上含有する方向性けい素
鋼板用スラブを熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍後、１回
の冷間圧延により最終板厚としたのち、脱炭焼鈍を施
し、ついで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
に際し、 1)熱延板焼鈍を２回以上行うこと 2)冷間圧延を常温で行うこと を特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法（第３発
明）。

【００２９】ここで、常温で行う冷間圧延工程では、前
記した従来技術のように時効効果を不要とするものであ
り、その温度は25〜100 ℃の範囲が好ましい。

【００３０】

【発明の実施の形態】まず、この発明における方向性け
い素鋼板用素材の成分組成範囲の限定理由および好適成
分組成範囲について述べる。

【００３１】Ｃ：0.02〜0.15wt％ Ｃは、熱間圧延時のα−γ変態を利用して結晶組織の改
善を行なうために重要な成分であるが、含有量が0.02wt
％に満たないとその添加効果に乏しく、0.15wt％を超え
て多量に含有させるとその後の脱炭が難しくなるので、
その含有量は0.02〜0.15wt％の範囲が好ましい。

【００３２】Si：2.0 〜4.5 wt％ Siは、鋼板の電気抵抗を高めることにより、鉄損特性を
向上する有用な成分であるが、含有量が2.0 wt％に満た
ないと鋼板の電気抵抗が小さくなって渦電流損が増大す
るために良好な鉄損特性が得られず、一方4.5 wt％を超
えると冷間圧延が困難となる。したがって、その含有量
は2.5 〜4.5 wt％の範囲とするのが好ましい。

【００３３】このＣ，Siの他、方向性けい素鋼板用素材
には、一次再結晶組織の中からゴス方位以外の粒成長を
抑制することにより、ゴス方位の粒のみを選択的に成長
させるという二次再結晶に不可欠の機能を有するインヒ
ビターの形成成分を含有させることが必須である。この
インヒビターには、AlN, MnSe, MnS等のように微細析出
物として機能するものと、Sb, Sn等のように粒界に偏析
して機能するものの二つのタイプが知られている。この
発明では、これらのうち、AlN インヒビターを不可欠と
する。というのは冷延１回法では圧下率が必然的に高く
なるが、かような高圧下圧延のもとではAlN インヒビタ
ーがとりわけ有利だからである。

【００３４】ここに、好適量のAlN インヒビターを得る
には、それぞれ、sol.Al：0.01〜0.05wt％、Ｎ：0.004
〜0.012 wt％の範囲とすることがよい。というのは、Al
含有量が0.01wt％に満たないと磁束密度が低下し、一方
0.05wt％を超えると二次再結晶が不安定になるからであ
り、またＮ含有量が0.004wt ％に満たないとAlN インヒ
ビターの量が不足して磁束密度が低下し、一方0.012 wt
％を超えるとブリスターと呼ばれる表面欠陥が製品に多
発するからである。

【００３５】なお、この発明では、主インヒビターとし
てAlN さえ含有していれば、MnSeやMnS 等のいわゆるMn
Se系インヒビターを併用することに何ら支障はない。こ
こに、MnSe系インヒビターの各形成成分の好適範囲はそ
れぞれつぎのとおりである。

【００３６】Mn：0.03〜0.30wt％ Mnは、含有量が0.03wt％未満ではインヒビター成分とし
て絶対量が不足し、一方0.30wt％を超えるとインヒビタ
ーの粒子径が粗大化して粒成長抑制力が低下する。した
がって、その含有量は0.03〜0.30wt％の範囲が好適であ
る。

【００３７】Seおよび／またはＳ：0.01〜0.05wt％ SeおよびＳは、含有量が0.01wt％に満たないとインヒビ
ター成分として絶対量が不足し、一方0.05wt％を超える
と仕上げ焼鈍での純化が困難となるため、単独または併
用いずれの場合においても、含有量はそれぞれ0.01〜0.
05wt％の範囲が好適である。

【００３８】さらに、この発明では、粒界偏析型インヒ
ビターであるSbを用いることを特徴とする。ここにSbの
粒界偏析型インヒビター成分は、その含有量が少なすぎ
ると磁気特性の改善効果が少なく、その含有量は0.03wt
％以上を必要とする。一方多すぎると脆化やフォルステ
ライト被膜への悪影響が生じるため、含有量の上限は0.
30wt％とすることが好ましい。さらに、熱間圧延時の表
面脆化に起因する表面欠陥を防止するために、0.10wt％
以下のMoを添加することも有効である。

【００３９】つぎに、この発明の対象としている方向性
けい素鋼板の製造においては、従来用いられている製鋼
法で得られた溶鋼をたとえば連続鋳造法あるいは造塊法
で鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程をはさんでスラブ
とし、誘導加熱炉により1350℃以上に板厚方向に均一加
熱したのち、熱間圧延をし、この発明に適合する熱延板
焼鈍を行なう。その後冷延１回法での常温の冷間圧延に
より最終板厚の冷延板を得る。これに続き脱炭焼鈍を行
ない、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、ついで
1200℃程度の温度で最終仕上げ焼鈍をおこない、張力を
付与するコーチングを施して製品とする。

【００４０】ここで、この発明に適合する熱延板焼鈍条
件としては、1000〜1180℃の温度域の均熱途中にて冷却
・加熱サイクルを付加して均熱温度より400 ℃以上温度
の低い低温領域をもうけること、その均熱途中での冷却
・加熱サイクルを２回以上繰り返すこと、または、熱延
板焼鈍を２回以上行うものであり、これらのような熱延
板焼鈍を行うことによりSbを0.03wt％以上含有させるこ
とと相まって、常温での最終冷間圧延を行って優れる磁
気特性を有する製品が得られることになる。

【００４１】上記熱延板焼鈍において、均熱温度は、10
00℃未満ではγ変態量が少なく組織改善が不十分となり
良好な磁気特性が得られなくなり、1180℃を超えるとMn
S やMnSeなどの析出分散相が粗大化し磁気特性が劣化す
るので1000〜1180℃の範囲とした。

【００４２】また、均熱途中における冷却・加熱サイク
ルの付加は、たとえば、発明会社が先に特開昭59−1932
19号公報に提案開示したような、鋼板を交互に懸け回し
つつ迂曲通板させる一対のターンロール群を断熱材をは
さんで対設させ、一方のターンロール群側を加熱帯、他
方のターンロール群を冷却帯とする連続焼鈍設備を用い
れば極めて容易に行うことができる。

【００４３】

【実施例】

実施例１ 重量％でＣ：0.079 ％、Si：3.35％、Mn：0.069 ％、S
e：0.023 ％、Al：0.023 ％、Ｎ：0.0083％、Cu：0.13
％、Sb：0.035 ％を含み残部は実質的にFeからなるけい
素鋼スラブを誘導加熱炉により1430℃・30分間加熱後、
熱間圧延して2.2mm の板厚の熱延板とした。この熱延板
を２分割し、一方は1100℃・１分間の条件で（比較
例）、他方は1100℃の温度での均熱中に550 ℃まで温度
低下するパターンを付加する条件で（適合例）、それぞ
れ熱延板焼鈍を行った。均熱後の冷却については、どち
らも800 ℃から400 ℃までを20℃/sの冷却速度にてミス
ト冷却した。その後、両者とも常温（温度：50℃）での
冷間圧延にて板厚：0.35mmに仕上げた。ついで840 ℃・
２分間の脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃・10時間
の仕上げ焼鈍を行い製品とした。かくして得られた製品
の磁気特性を表６に示す。

【００４４】

【表６】

【００４５】実施例２ 重量％でＣ：0.079 ％、Si：3.35％、Mn：0.069 ％、S
e：0.023 ％、Al：0.023 ％、Ｎ：0.0083％、Cu：0.13
％、Sb：0.050 ％を含み残部は実質的にFeからなるけい
素鋼スラブを誘導加熱炉により1430℃・30分間加熱後、
熱間圧延して2.2mm の板厚の熱延板とした。この熱延板
を２分割し、一方は1000℃・１分間の条件で（比較
例）、他方は1000℃の温度での均熱中に550 ℃まで温度
低下するパターンを付加する条件で（適合例）、それぞ
れ熱延焼鈍を行った。均熱後の冷却については、どちら
も800 ℃から400 ℃までを20℃/sの冷却速度にてミスト
冷却した。その後、両者とも常温（温度：40℃）での冷
間圧延にて板厚：0.30mmに仕上げた。ついで840 ℃・２
分間の脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃・10時間の
仕上げ焼鈍を行い製品とした。かくして得られた製品の
磁気特性を表７に示す。

【００４６】

【表７】

【００４７】実施例３ 重量％でＣ：0.079 ％、Si：3.35％、Mn：0.069 ％、S
e：0.023 ％、Al：0.023 ％、Ｎ：0.0083％、Cu：0.13
％、Sb：0.035 ％を含み残部は実質的にFeからなるけい
素鋼スラブを誘導加熱炉により1430℃・30分間加熱後、
熱間圧延して2.0mm の板厚の熱延板とした。この熱延板
を２分割し、一方は1100℃・１分間の条件で（比較
例）、他方は1100℃の温度での均熱中に650 ℃まで温度
低下するパターンを付加する条件で（適合例）、それぞ
れ熱延板焼鈍を行った。均熱後の冷却については、どち
らも800 ℃から400 ℃までを20℃/sの冷却速度にてミス
ト冷却した。その後、両者とも常温（温度：40℃）での
冷間圧延にて板厚：0.27mmに仕上げた。ついで840 ℃・
２分間の脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃・10時間
の仕上げ焼鈍を行い製品とした。かくして得られた製品
の磁気特性を表８に示す。

【００４８】

【表８】

【００４９】実施例４ 重量％でＣ：0.079 ％、Si：3.35％、Mn：0.069 ％、S
e：0.023 ％、Al：0.023 ％、Ｎ：0.0083％、Cu：0.13
％、Sb：0.035 ％を含み残部は実質的にFeからなるけい
素鋼スラブを誘導加熱炉により1430℃・30分加熱後、熱
間圧延して1.8mmの板厚の熱延板とした。この熱延板を
２分割し、一方は1100℃・１分間の条件で（比較例）、
他方は1100℃の温度での均熱中に400 ℃まで温度低下す
るパターンを付加する条件で（適合例）、それぞれ熱延
板焼鈍を行った。均熱後の冷却については、どちらも80
0 ℃から400 ℃までを20℃/sの冷却速度にてミスト冷却
した。その後、両者とも常温（温度：60℃）での冷間圧
延にて板厚：0.23mmに仕上げた。ついで840 ℃・２分間
の脱炭焼鈍を行ない、MgO を塗布し1200℃・10時間の仕
上げ焼鈍を行い製品とした。かくして得られた製品の磁
気特性を表９に示す。

【００５０】

【表９】

【００５１】実施例５ 重量％でＣ：0.079 ％、Si：3.35％、Mn：0.069 ％、S
e：0.023 ％、Al：0.023 ％、Ｎ：0.0083％、Cu：0.13
％、Sb：0.035 ％を含み残部は実質的にFeからなるけい
素鋼スラブを誘導加熱炉により1430℃・30分間加熱後、
熱間圧延して1.8mm の板厚の熱延板とした。この熱延板
を２分割し、一方は1100℃・１分間の条件で（比較
例）、他方は1100℃の温度での均熱中に400 ℃まで温度
低下するパターンを付加する条件で（適合例）、それぞ
れ熱延板焼鈍を行った。均熱後の冷却については、どち
らもエアー中冷却とした。このとき800 ℃から400 ℃ま
での冷却速度は２℃/sであった。その後、両者とも常温
（温度：55℃）での冷間圧延にて板厚：0.23mmに仕上げ
た。ついで840 ℃・２分間の脱炭焼鈍を行い、MgO を塗
布し1200℃・10時間の仕上げ焼鈍を行い製品とした。か
くして得られた製品の磁気特性を表１０に示す。

【００５２】

【表１０】

【００５３】実施例６ 重量％でＣ：0.079 ％、Si：3.35％、Mn：0.069 ％、S
e：0.023 ％、Al：0.023 ％、Ｎ：0.0083％、Cu：0.13
％、Sb：0.035 ％を含み残部は実質的にFeからなるけい
素鋼スラブを誘導加熱炉により1430℃・30分間加熱後、
熱間圧延して2.2mm の板厚の熱延板とした。この熱延板
を２分割し、一方は1100℃・１分間の条件で（比較
例）、他方は1100℃の温度での均熱中に550 ℃まで２回
くりかえし温度低下するパターンを付加する条件で（適
合例）、それぞれ熱延板焼鈍を行った。均熱後の冷却に
ついては、どちらも800 ℃から400 ℃までを20℃/sの冷
却速度にてミスト冷却した。その後、両者とも常温（温
度：50℃）での冷間圧延にて板厚：0.35mmに仕上げた。
ついで840 ℃・２分間の脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し
1200℃・10時間の仕上げ焼鈍を行い製品とした。かくし
て得られた製品の磁気特性を表１１に示す。

【００５４】

【表１１】

【００５５】実施例７ 重量％でＣ：0.079 ％、Si：3.35％、Mn：0.069 ％、S
e：0.023 ％、Al：0.023 ％、Ｎ：0.0083％、Cu：0.13
％、Sb：0.035 ％を含み残部は実質的にFeからなるけい
素鋼スラブを誘導加熱炉により1430℃・30分間加熱後、
熱間圧延して2.2mm の板厚の熱延板とした。この熱延板
を２分割し、一方は1100℃・１分間の熱延板焼鈍を行い
（比較例）、他方は1100℃・１分間の熱延板焼鈍を２度
施した。均熱後の冷却については１回目はミスト中で80
0 〜400 ℃間20℃/sの冷却、２回目はエアー中での２℃
/sの空冷を行った。その後、両者も常温（温度：40℃）
での冷間圧延にて板厚：0.35mmに仕上げた。ついで840
℃・２分間の脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃・10
時間の仕上げ焼鈍を行い製品とした。かくして得られた
製品の磁気特性を表１２に示す。

【００５６】

【表１２】

【００５７】以上、表６〜12から明らかなように、この
発明の適合例は比較例に比し極めて優れた磁気特性を示
しており、これらは、この発明が、高Sb材にてAlN の分
散と結晶組織さらにはカーバイトの分散を良好にした熱
延板焼鈍方法により、タンデムミルで圧延できる常温で
の冷間圧延技術によっても良好な磁気特性が安定して得
られることを示すものである。

【００５８】

【発明の効果】この発明は、Sbを0.03wt％以上含有し、
AlN を主インヒビターとする方向性けい素鋼板を製造す
るにあたり、熱延板焼鈍条件を特定するとともに冷間圧
延を常温で行うものであり、この発明によれば、冷間圧
延に生産性を低下させることのないタンデム圧延を採用
でき、生産性に優れるとともに磁気特性にも優れる方向
性けい素鋼板の製造が可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱延板焼鈍のヒートパターンの模式図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 AlおよびＮを主インヒビター成分として
   含有し、かつ、Sbを0.03wt％以上含有する方向性けい素
   鋼板用スラブを熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍後、１回
   の冷間圧延により最終板厚としたのち、脱炭焼鈍を施
   し、ついで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
   に際し、 1)熱延板焼鈍の1000から1180℃の温度域の均熱途中にて
   該均熱温度よりも400℃以上温度の低い領域までの冷却
   ・加熱サイクルを付加すること 2)冷間圧延を常温で行うこと を特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 熱延板焼鈍均熱途中にて冷却・加熱サイ
   クルを２回以上繰り返すことを特徴とする請求項１に記
   載の方向性けい素鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 AlおよびＮを主インヒビター成分として
   含有し、かつ、Sbを0.03wt％以上含有する方向性けい素
   鋼板用スラブを熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍後、１回
   の冷間圧延により最終板厚としたのち、脱炭焼鈍を施
   し、ついで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
   に際し、 1)熱延板焼鈍を２回以上行うこと 2)冷間圧延を常温で行うこと を特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法。