JPH10121135A - 極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 鉄損の極めて低い高磁束密度方向性電磁鋼板
を製造する。 【解決手段】 AlおよびＳおよび／またはSeを含有する
けい素鋼スラブを素材として方向性電磁鋼板を製造する
にあたり、仕上げ圧延を圧下率：85〜99％、圧延終了温
度：950 〜1150℃でかつ素材のSiおよびAl含有量との関
係から特定し、20℃／ｓ以上で急冷して670 ℃以下でコ
イルに巻取ること、熱延板焼鈍および中間焼鈍を５〜25
℃／ｓで800 ℃まで昇温し、900 〜1125℃・150 秒間以
内の条件で処理すること、最終冷間圧延圧下率を80〜95
％にすること、Ti化合物とCaとを含有する焼鈍分離剤を
用い最終仕上げ焼鈍の雰囲気を特定することの順次組合
せなる。

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、変圧器や発電機
などの鉄心に用いられる方向性電磁鋼板のなかでも、特
に鉄損が極めて低く磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製
造方法を提案するものである。

【０００２】Siを含有し、かつ結晶方位が（１１０）
〔００１〕方位や（１００）〔００１〕方位に配向した
方向性電磁鋼板は優れた軟磁気特性を有することから商
用周波数域での各種鉄心材料として広く用いられてい
る。その折、電磁鋼板に要求される特性としては、一般
に50Hzの周波数で1.7 Ｔに磁化させたときの損失である
W _17/50 であらわす鉄損が低いことが重要である。発電
機や変圧器としての鉄心の鉄損は、この W_17/50 の値が
低い材料を用いることにより大幅に低減できることか
ら、鉄損として W_17/50 の低い材料の開発が年々強く求
められてきている。

【０００３】

【従来の技術】一般に、材料の鉄損を低減するには、渦
電流損を低下させるために有効なSiの含有量を増加し電
気抵抗を高める方法、鋼板板厚を薄くする方法、結晶粒
を細粒化する方法さらには結晶方位の集積度を高めて磁
束密度を向上させる方法などが知られている。このう
ち、Si含有量を増加させる手法および鋼板板厚を薄くす
る手法について検討を加えたが、Si含有量を増加させる
手法はSiを過度に含有させると圧延性や加工性を劣化さ
せるので好ましくなく限界があり、また鋼板板厚を薄く
する手法は極端な製造コストの増大をもたらすので自ず
から限界があった。

【０００４】上記のうちの磁束密度を向上させる手法に
ついては、これまで数多く研究されてきており、例え
ば、特公昭４６−２３８２０号公報（高磁束密度電磁鋼
板の熱処理法）には、鋼中にAlを添加し熱間圧延後に10
00〜1200℃の温度範囲と高温での熱延板焼鈍とその後の
急冷処理によって微細なAlN を析出させ最終の冷間圧延
での圧下率を80〜95％とする高圧下を施す技術が提案開
示されており、これによってＢ₁₀で1.95Ｔと極めて高い
磁束密度を得ている。これは、微細に分散析出したAlN
が１次再結晶粒の成長を抑制するインヒビターとしての
強い作用を有することを利用し、結晶方位の優れた核の
みを２次再結晶させることにより方位の優れた結晶組織
を有する製品を得ようとするものである。

【０００５】しかしながら、この技術では一般的に結晶
粒が粗大化し、よって低い鉄損を得ることが難かしく、
また、熱延板焼鈍において完全にAlN を固溶することが
困難であるので、安定して高磁束密度の製品を得ること
が困難であった。その理由は、この技術が最終圧延の圧
下率を80〜95％という高圧下を施すことを必須としてお
り、これにより少数の結晶方位の優れた核のみを成長さ
せ、優れた磁束密度を得ようとするもので、高磁束密度
は得られるものの、２次再結晶粒の発生密度が低くなり
製品での結晶粒が粗大化するので磁気特性が不安定化す
るからである。

【０００６】その後、AlN をインヒビターとする材料の
製造技術に関しては、特公昭５４−２３６４７号公報
（高級一方向性電磁鋼板の製造方法）および特公昭５４
−１３８４６号公報（特性の優れた高磁束密度一方向性
珪素鋼板を得る冷間圧延法）に開示されているような、
冷間圧延パス間で時効処理を施す技術や、特開平７−３
２００６号公報（方向性けい素鋼板の冷間圧延方法およ
び冷間圧延機のロール冷却装置）に開示されているよう
な温間圧延技術によって材料の磁気特性を安定化する試
みがなされてきたが、いずれも安定して高磁束密度の製
品を得るには未だ不十分であり、上記したような本質的
な理由による製造上の不安定性は依然解消されなかっ
た。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】前記したように、結晶
方位の集積度を高めて高磁束密度を得ようとすると、そ
れにともない必然的に結晶粒が粗大化し、磁気特性が不
安定化する。これを抑制すべく結晶粒の細粒化を図ると
逆に結晶方向集積度が低下し磁束密度の低下を招く、こ
のような二律背反状態のため、これまで高磁束密度で極
めて鉄損の低い材料を安定して製造することは困難であ
った。

【０００８】そこで、この発明は、AlN をインヒビター
とする方向性電磁鋼板を製造するにあたって、本質的に
内在する製品板での結晶粒の粗大化という不安定要因を
解消して極めて低い鉄損を得、しかも極めて高い磁束密
度Ｂ₈ が得られる方向性電磁鋼板の製造方法を提案する
ことを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】前記した二律背反の状態
を解消すべく、発明者らはインヒビターであるAlN の析
出分散状態に着目し、従来とは全く異なった析出方法を
とることにより、極めて微細にAlN を析出させ、１次再
結晶粒の成長に対し強い抑制効果が得られることを見出
し、これを有効に活用してこの発明を達成したものであ
る。なすわち、この発明の要旨とするところは以下の通
りである。

【００１０】 Ｃ：0.025 〜0.095 wt％、Si：1.5 〜
7.0 wt％、Mn：0.03〜2.5 wt％、ＳもしくはSeのうちの
１種または２種の合計：0.003 〜0.040 wt％、Al：0.01
0 〜0.030 wt％およびＮ：0.003 〜0.010 wt％を含有す
るけい素鋼スラブを素材として、該スラブを1350℃以上
の温度に加熱し、熱間圧延後、熱延板焼鈍を施してから
１回冷間圧延法または中間焼鈍を挟む２回冷間圧延法に
より冷間圧延し最終冷延板厚とするか、もしくは、熱間
圧延後、中間焼鈍を挟む２回冷間圧延法により冷間圧延
し最終冷延板厚としたのち、１次再結晶焼鈍を施し、そ
の後、焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す
一連の工程により方向性電磁鋼板を製造するにあたり、
熱間の仕上げ圧延圧下率を85〜99％の範囲とし、仕上げ
圧延終了温度を950 〜1150℃の範囲でかつ素材のSi含有
量およびAl含有量との関係から下記式（1)を満たす温度
範囲とする熱間圧延を行うこと、熱間圧延終了後20℃／
ｓ以上の冷却速度で急冷して670 ℃以下の温度でコイル
に巻取ること、熱延板焼鈍および中間焼鈍をともに、80
0 ℃の温度まで５〜25℃／ｓの範囲の昇温速度で昇温
し、900 〜1125℃の温度域で保持時間を150 秒間以下と
する条件で行うこと、冷間圧延を、１回冷間圧延法によ
り圧下率：80〜95％の範囲で行い最終冷延板厚とする
か、もしくは、２回冷間圧延法により第１回目の圧延を
圧下率：15〜60％の範囲で行ったのち、中間焼鈍後第２
回目の圧延を圧下率：80〜95％の範囲で行い最終冷延板
厚とすること、Ti化合物：１〜20wt％およびCa：0.01〜
3.0 wt％を含有する焼鈍分離剤を用いること、最終仕上
げ焼鈍の昇温途中の少なくとも900 ℃以上の温度からは
Ｈ₂ を含有する雰囲気中で昇温すること、との順次組合
せになることを特徴とする極めて鉄損の低い高磁束密度
方向性電磁鋼板の製造方法（第１発明）。

【００１１】 最終冷間圧延直前の熱延板焼鈍または
中間焼鈍時の冷却が、鋼板内固溶Ｃ量を高めるための急
冷処理である第１発明に記載の極めて鉄損の低い高磁束
密度方向性電磁鋼板の製造方法（第２発明）。

【００１２】 最終冷間圧延が、90〜350 ℃の温度範
囲の温間圧延か、もしくは、100 〜300 ℃の温度範囲で
10〜60分間の時間範囲のパス間時効処理を施すものであ
る第１発明または第２発明に記載の極めて鉄損の低い高
磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法（第３発明）。

【００１３】 最終冷間圧延前の焼鈍で、0.005 〜0.
025 wt％の脱炭を施すことを特徴とする第１、第２また
は第３発明に記載の極めて鉄損の低い高磁束密度方向性
電磁鋼板の製造方法（第４発明）。

【００１４】ここでTi化合物とは、TiO₂，TiN, MgTi
O₃ ，FeTiO₂, SrTiO₃, TiS などのTiを含有する酸化物
や窒化物および硫化物などの物質である。

【００１５】

【発明の実施の形態】まず、この発明に至った実験例に
ついて以下に述べる。Ｃ：0.08wt％（以下単に％であら
わす）、Si：3.32％、Mn：0.07％、Al：0.024 ％、Se：
0.020 ％、Sb：0.040 ％、Ｎ：0.008 ％を含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物の組成になる250 mm厚のけい
素鋼スラブ２本をそれぞれ1380℃の温度に加熱した。

【００１６】その一方は、1220℃の温度で板厚：45mmと
する粗圧延後、1050℃の温度で板厚：2.2 mmとする仕上
げ圧延を終了したのち、大量の冷却水を噴射して50℃／
ｓの冷却速度で冷却し、550 ℃の温度でコイルに巻取っ
た（コイルＡとする）。他方は、1220℃の温度で板厚：
45mmとする粗圧延後、950 ℃の温度で板厚：2.2 mmとす
る仕上げ圧延を終了したのち、大量の冷却水を噴射して
25℃／ｓの冷却速度で冷却し、550 ℃の温度でコイルに
巻取った（コイルＢとする）。

【００１７】これらＡ，Ｂのコイルをそれぞれ２分割し
（Ａ−１，Ａ−２およびＢ−１，Ｂ−２とする）、Ａ−
１およびＢ−１の熱延板コイルは、昇温速度：12℃／ｓ
で1110℃の温度まで昇温させたのち30秒間保持する熱延
板焼鈍をそれぞれ施し、Ａ−２およびＢ−２の熱延板コ
イルは、昇温速度：12℃／ｓで1170℃の温度まで昇温さ
せたのち30秒間保持する熱延板焼鈍をそれぞれ施した。

【００１８】これらの熱延板は、酸洗後、120 ℃の温度
での冷間圧延を施して最終冷延板厚：0.27mmとしたの
ち、脱脂処理を施してから、0.15％のCaと0.08％のＢを
含有するMgO 中にTiO₂を4.5 ％添加したものを焼鈍分離
剤として鋼板表面に塗布し、それぞれコイルに巻取っ
た。

【００１９】その後、最終仕上げ焼鈍条件として、800
℃の温度までの昇温をＮ₂ 雰囲気中で30℃／ｈの昇温速
度で、800 〜1050℃の温度域の昇温をＮ₂ ：25％および
Ｈ₂：75％の混合雰囲気中で15℃／ｓの昇温速度で、105
0〜1200℃の温度域の昇温および1200℃・５時間の均熱
をＨ₂ 雰囲気中で、かつ1050〜1200℃の温度域の昇温速
度を20℃／ｓとし、降温に際しては、800 ℃の温度まで
をＨ₂ 雰囲気中で急冷し、800 ℃以下の温度をＮ₂ 雰囲
気中で冷却する熱サイクルと雰囲気を採用して、それぞ
れ最終仕上げ焼鈍を行った。

【００２０】最終仕上げ焼鈍後は、未反応焼鈍分離剤を
除去したのち、50％のコロイダルシリカとりん酸マグネ
シウムからなる張力コートを塗布し焼付けそれぞれ製品
とした。かくして得られた各製品より圧延方向に沿って
エプスタインサイズの試験片を切り出し800 ℃の温度で
３時間の歪取焼鈍を施したのち、1.7 Ｔの磁束密度にお
ける鉄損 W_17/50 および磁束密度Ｂ₈ を測定し、さらに
これらの鋼板をマクロエッチして平均結晶粒径を調査し
た。これらの調査結果を表１にまとめて示す。

【００２１】

【表１】

【００２２】表１から明らかなように、熱間圧延（仕上
げ圧延）終了温度が高く、熱延板焼鈍温度が低い記号Ａ
−１のコイルは、従来条件である記号Ｂ−２に比し、極
めて高い磁束密度（Ｂ₈)と極めて低い鉄損（ W_17/50 ）
が得られている。

【００２３】かかる良好な結果を得た理由について調査
した結果、以下に述べることが明らかとなった。すなわ
ち、従来の方法においては、熱延板焼鈍時の高温均熱時
にγ変態を起こさせ、AlN の再固溶ののち、その冷却過
程での再析出を狙うものであるが、上記実験で良好な結
果を得た記号Ａ−１のコイルでは、熱延板焼鈍の昇温過
程で極めて微細なAlN が析出し、これが強いインヒビタ
ーの抑制作用をもたらすものであることがわかった。

【００２４】したがって、この発明における第１の技術
的ポイントは熱延板焼鈍温度は析出したAlN の再固溶や
オストワルド成長が起こらないように低温にする必要が
あることであり、この点が従来とは技術的思想を全く異
にするものである。

【００２５】この発明における熱延板焼鈍温度の適正値
については、焼鈍後の結晶組織の粒サイズを適正にする
ことを目的にするものであり、焼鈍温度が過度に低い場
合、圧延後の再結晶組織において２次再結晶の核となる
（１１０）粒の強度が不足し、良好な方位の２次再結晶
が得られなくなる。そこで（１１０）粒の高い強度を得
るためには、熱延板焼鈍後の結晶組織を一定サイズ以上
に粗大化する必要があり、このためには、900 ℃以上の
温度まで昇温することが不可欠である。

【００２６】一方、熱延板焼鈍温度の上限については、
上記したように、昇温過程で微細に析出したAlN の再固
溶およびオストワルド成長をさせないことが最も肝要な
点となる。このためには、1125℃以下の温度で均熱時間
が150 秒間以内の焼鈍とすることが必要とされる。かか
る焼鈍における昇温時のAlN の析出現象は、ほぼ900 ℃
の温度までに終了するが、昇温速度によってそのサイズ
や分布が変化するので、昇温速度を制御することも必要
である。昇温速度が５℃／ｓよりも遅いとAlN が粗大析
出しやすく、逆に25℃／ｓよりも速いとAlN の析出量が
不十分となる。

【００２７】焼鈍後の冷却条件は特に限定する必要はな
いが、例えば特公平７−８４６１５号公報（磁束密度に
優れる方向性けい素鋼板の製造方法）に記載されている
ような、急冷処理して微細カーバイドを析出させる技術
は１次再結晶集合組織を良好にするので、この発明に適
用して有効である。また、焼鈍時に鋼板表層部の脱炭を
行うことは、さらに好ましい結果を得ることができる。

【００２８】第２の技術的ポイントは、熱延板焼鈍の昇
温過程で微細なAlN を析出させる手法を効果的に活用す
るための必須条件として、熱間圧延工程ではAlN を析出
させないことである。仮に、熱間圧延工程においてAlN
が析出したとすると、熱延板焼鈍の昇温過程ですでに析
出しているAlN を核としてAlN が成長するため、少数の
粗大な析出AlN が存在し抑制力が減少することになる。

【００２９】熱延板焼鈍の昇温過程でAlN が微細析出す
る過程を詳細に調査したところ、熱延板中にすでに多数
のAlN とは異なる超微細析出物がすでに存在していて、
これらがAlN 析出の核となっていること、さらに、これ
らの超微細析出物はMnS 、CuS 等の硫化物や、MnSe、Cu
Se等のセレン化物およびこれらの複合析出物からなり、
熱間仕上げ圧延温度が適正な範囲において極めて微細に
析出することがわかった。すなわち、鋼中に転位等の欠
陥が高密度に存在する状態でAlN の析出を抑制できれば
よいことがわかった。ここで、仕上げ圧延温度が適正温
度よりも高い場合には、鋼中に存在する欠陥の密度が低
下して十分な数の上記した超微細析出物が得られず、逆
に低い場合には、この析出が不十分となり、ともに超微
細析出物の析出密度は低下する。なお、これらの析出物
は超微細であるため、0.003 ％以上のわずかな量で十分
であるがＳおよび／またはSeを鋼中に含有させておくこ
とが必要になる。

【００３０】熱間圧延工程においてAlN の析出を防止す
る手段は、以下の３点がある。そのひとつは、熱間圧延
（仕上げ圧延）終了温度を高温化しAlN を過飽和固溶状
態で鋼中に存在させることである。AlN の析出温度は、
SiやAlの含有量によって変化することが知られているの
で、これらの含有量に合せて熱間圧延終了温度を変える
必要がある。熱間圧延終了温度が低く過ぎる場合には熱
間圧延工程でAlN が析出してしまい、上記実験において
熱延板焼鈍を高温として再固溶・再析出させた記号Ｂ−
２のコイルはともかくとしても、熱延板焼鈍を低温とし
た記号Ｂ−１のコイルのように少数の粗大なAlN の析出
状態となり、抑制力が低下して２次再結晶不良となる。

【００３１】他のひとつは、熱間圧延終了後鋼板を急冷
する点である。すなわち、これにより過飽和状態のまま
Alを鋼中に凍結することが可能になる。冷却速度が遅い
場合には、冷却の過程でAlN が析出しやすくなる。この
ため必要とされる冷却速度は20℃／ｓ以上である。

【００３２】残るひとつは、熱間圧延終了後のコイル巻
取り温度を低温とする点である。コイルは長時間その温
度近傍に保持されるため、巻取り温度が高いとやはりAl
N の析出を招く結果となる。このためコイル巻取り温度
を670 ℃以下とすることが必要である。

【００３３】ついで、上記したようにSi含有量とAl含有
量とが関係する熱間圧延終了温度の適正範囲について調
査した。

【００３４】Si含有量とAl含有量とを意図的に変化させ
た以外は前述の実験とほぼ同様の成分組成の250 mm厚の
各種けい素鋼スラブを用い、熱間圧延終了温度を変化さ
せた以外は前述の実験の記号Ａ−１と同様の工程でそれ
ぞれ製品とし、得られた各製品の磁束密度Ｂ₈ ／Ｂ
_s （Ｂ_s は飽和磁束密度) の値を調査した。図１は、製
品の結晶方位の集積度（Ｂ₈ ／Ｂ_s ）に及ぼす素材のSi
およびAl含有量ならびに熱間圧延終了温度の影響を示す
グラフである。

【００３５】図１より、Ｂ₈ ／Ｂ_s が0.98以上の極めて
高い値を得るためには熱間圧延終了温度は、Si（％）を
ＸおよびAl（ppm)をＹとしてあらわす610 ＋40Ｘ＋Ｙ以
上でかつ950 ℃以上の温度が必要であり、また、750 ＋
40Ｘ＋Ｙ以下でかつ1150℃以下の温度であることが必要
であることがわかる。熱間圧延終了温度が上記範囲よ
り、低い場合にはAlN が熱間圧延工程で析出し、高い場
合には高温域における圧延となり熱延板のバンド組織の
幅が増大して良好な２次再結晶の成長を妨害するように
なる。

【００３６】第３の技術的ポイントは、焼鈍温度を低温
とすることにより２次再結晶粒の結晶粒径が細粒化する
点である。この理由は明確ではないが、焼鈍温度を低温
化することによりγ変態量が低下し圧延前の結晶粒が実
質的に増加し、圧延１次再結晶組織において（１１０）
粒の核生成頻度が増加したためではないかと推察され
る。

【００３７】１次再結晶組織において（１１０）粒が増
加した場合、２次再結晶粒が細粒化することはよく知ら
れた現象であるが、この場合には従来より磁束密度の低
下を招くことも常であった。しかし、この発明において
は、強いインヒビターの抑制作用のため２次再結晶粒の
細粒化と同時に磁束密度の向上効果も得られたものと推
定される。

【００３８】冷間圧延工程については、熱延板焼鈍を施
したのち１回の冷間圧延を行う１回冷間圧延法、熱延板
焼鈍を施したのち第１回目の冷間圧延後中間焼鈍を施し
てから第２回目の冷間圧延を行う２回冷間圧延法、また
は、熱延板焼鈍を省略して第１回目の冷間圧延後中間焼
鈍を施してから第２回目の冷間圧延を行う２回冷間圧延
法のいずれもが採用できる。この冷間圧延工程における
焼鈍では、その昇温過程でAlN を析出させるとともに析
出したAlN のオストワルド成長、再固溶・再析出を防止
するよう留意すること、熱延板焼鈍と中間焼鈍とを行う
場合の２回目の焼鈍（中間焼鈍）でも析出したAlN のオ
ストワルド成長、再固溶・再析出を防止するよう留意す
ることが肝要である。

【００３９】また冷間圧延圧下率は、従来より公知のよ
うに最終圧延の圧下率を80〜95％の範囲とすることが重
要である。

【００４０】次の実験として、最終仕上げ焼鈍条件につ
いての調査を行った。Ｃ：0.08％、Si：3.38％、Mn：0.
07％、Al：0.022 ％、Se：0.020 ％、Sb：0.035 ％およ
びＮ：0.008 ％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成になる250 mm厚のけい素鋼スラブ10本を、それぞ
れ1410℃の温度に加熱し、1250℃の温度で板厚：45mmと
する粗圧延後、1020℃の温度で板厚：2.2 mmとする仕上
げ圧延を終了したのち、大量の冷却水を噴射して55℃／
ｓの冷却速度で急冷し、550 ℃の温度でコイル状に巻取
った。

【００４１】これらの熱延板は昇温速度6.5 ℃／ｓで昇
温し1050℃・30秒間の熱延板焼鈍を行い、酸洗後、ゼン
ジマー圧延機により120 〜160 ℃の温度範囲での温間圧
延を施し最終冷延板厚：0.30mmとしたのち、脱脂処理を
行いそれぞれ850 ℃・２分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を
施した。

【００４２】つづいて、これらの脱炭焼鈍板に、表２に
示す焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を、11
80℃の温度まで30℃／ｓの昇温速度で昇温し７時間保持
したのち降温するヒートパターンで、400 ℃の温度まで
はＮ₂ 雰囲気中で、その後は表２に示す雰囲気中でそれ
ぞれ行った。

【００４３】

【表２】

【００４４】その後、それぞれの鋼板について、未反応
焼鈍分離剤を除去したのち、60％のコロイダルシリカを
含むりん酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーティン
グを塗布し、800 ℃の温度で焼付け製品とした。

【００４５】かしくて得られた各製品より圧延方向に沿
ってエプスタインサイズの試験片を切り出し800 ℃の温
度で３時間の歪取り焼鈍を施したのち、1.7 Ｔの磁束密
度における鉄損（ W_17/50 ）および磁束密度（Ｂ₈)をそ
れぞれ測定するとともに、各製品板の平均結晶粒径も測
定した。これらの測定結果を表３にまとめて示す。

【００４６】

【表３】

【００４７】表３から、最終仕上げ焼鈍において高温ま
でＮ₂ 単味の雰囲気で処理した条件記号ＡやＢの製品は
磁気特性が劣っている。これは、鋼板の窒化が進行し方
位の劣る結晶粒が２次再結晶したことが、磁束密度の低
下および平均結晶粒径の値からわかる。

【００４８】また、焼鈍分離剤に含有されるべき成分と
して、CaおよびTiが必須の成分であることも理解され
る。鋼板表面には、脱炭焼鈍時に鋼板表層に生成した S
iO₂ と焼鈍分離剤の主成分であるMgO とが最終仕上げ焼
鈍時に反応してフォルステライト（Mg₂ SiO₄）を主成分
とする被膜が形成されているが、焼鈍分離剤にこれらの
成分を添加することによって、被膜中にCaおよびTiの窒
化物または酸化物が形成され、被膜の強化作用が高めら
れ、被膜の張力効果が増加する結果磁気特性を向上させ
たものと考えられる。

【００４９】最終仕上げ焼鈍の雰囲気はかかる被膜中の
酸化物や窒化物の形成に重要な働きをしており、焼鈍の
中期から後期において特に還元性を強めておくことが必
要であると考えられる。すなわち、還元性の強いＨ₂ を
雰囲気中に含有させることによって鋼中窒化物の分解を
促進し被膜中のAl含有量を増加させることが可能にな
り、同時に還元性雰囲気によって被膜形成を促進し、被
膜中に含有するTiやCaの量も増加させることが可能とな
ったと思われる。

【００５０】なお、この発明の効果を発現するための成
分組成について種々探索した結果、特にAlについて、熱
延板焼鈍の昇温過程でAlN を十分に析出させるために
は、Al含有量が0.010 〜0.030 ％の範囲で良好な結果が
得られることがわかった。

【００５１】以上、上記した実験・調査結果からの知見
をもとに、この発明を完成したものである。つぎに、こ
の発明の方向性電磁鋼板の成分組成や製造方法につい
て、この発明の効果を発現するための要件とその範囲お
よび作用などについて詳述する。まず、素材の成分組成
について述べる。

【００５２】Ｃ：0.025 〜0.095 ％ Ｃは、含有量が0.095 ％を超えるとγ変態量が過剰とな
り、熱間圧延中のAlの分布が不均一となって熱延板焼鈍
や中間焼鈍の昇温過程で析出するAlN の分布の均一性を
阻害し、また、脱炭焼鈍の負荷も増大して脱炭不良が発
生しやすくなる。一方、0.025 ％未満では、組織改善効
果が得られず２次再結晶が不完全となり磁気特性が劣化
する。したがって、その含有量は0.025 〜0.095 ％の範
囲とする。

【００５３】Si：1.5 〜7.0 ％ Siは、電気抵抗を増加させ鉄損を低減させるために必須
の成分であり、このためには1.5 ％以上含有させること
が必要であるが、7.0 ％を超えて含有させると加工性が
劣化し製品の製造や製品の加工が極めて困難になる。し
たがって、その含有量は1.5 〜7.0 ％の範囲とする。

【００５４】Mn：0.03〜2.5 ％ Mnは、Siと同様に電気抵抗を高め、また製造時の熱間加
工性を向上させるので重要な成分である。この目的のた
めには0.03％以上含有させることが必要であるが、2.5
％を超えて含有させるとγ変態を誘起して磁気特性が劣
化する。したがって、その含有量は0.03〜2.5 ％の範囲
とする。

【００５５】Al：0.010 〜0.030 ％、Ｎ：0.003 〜0.01
0 ％ 鋼中には上記成分のほか２次再結晶を誘起するためのイ
ンヒビターが必要で、インヒビター成分としてAlおよび
Ｎを含有させることを必須とする。Alは、含有量が0.01
0 ％未満の場合は熱延板焼鈍や中間焼鈍での昇温過程で
析出するAlN の量が不足し良好な２次再結晶を得ること
がてきなく、逆に0.030 ％を超える場合はAlN の析出温
度が上昇し、通常の熱間圧延ではAlN の析出を抑制する
ことができなくなる。したがって、Alは0.010 〜0.030
％の範囲で含有させることとする。

【００５６】Ｎは、含有量が0.003 ％未満の場合、熱延
板焼鈍や中間焼鈍の昇温過程において析出するAlN 量が
不足し良好な２次再結晶を得ることがてきなく、逆に0.
010％を超える場合、鋼中でガス化しふくれなどの欠陥
をもたらす。したがって、Ｎは0.003 〜0.010 ％の範囲
で含有させることとする。

【００５７】これらの他に若干量のＳおよび／またはSe
を含有させることが必要である。それらの成分は鋼中に
Mn化合物もしくはCu化合物として析出するが、インヒビ
ターとしての作用はほとんどなく、熱延板焼鈍や中間焼
鈍の昇温過程において析出するAlN の析出核として機能
する。これらは微細高密度分散の核生成のための析出で
あるので析出量としては少量で十分であり、この機能の
発現のためには、ＳもしくはSeの単独あるいは複合で0.
003 ％以上含有させれば十分である。また、過剰に含有
する場合も過剰分が粗大析出するだけであるのでさして
有害とはならない。ただし、0.040 ％を超えて含有する
場合は粒界に析出して熱間圧延時の加工性を阻害するの
でＳもしくはSeの単独あるいは複合で0.040 ％までの含
有量とする。

【００５８】さらに、Sb，Sn, Bi, Te, Ge, Ｐ，Zn, In
およびCrなどはインヒビターとして抑制力を強化する補
助的な働きを有するので、鋼中に随時含有させることが
好ましい。それらの好適含有量としてはそれぞれ0.001
〜0.30％の範囲である。

【００５９】その他の添加成分については、例えば、N
i，CoおよびMoなどは鋼板の表面性状を改善する効果が
あるので適宜含有させることは可能である。

【００６０】ついで、この発明の製造方法について述べ
る。上記の成分組成に調整されたけい素鋼スラブは、従
来より公知のいかなる方法によっても製造することがで
きる。

【００６１】該けい素鋼スラブは、通常のスラブ加熱に
供されたのち熱間圧延により熱延板コイルとされるが、
この時スラブ加熱温度を1350℃以上とすることがこの発
明の重要な構成要件である。このスラブ加熱温度が1350
℃未満である場合インヒビターの固溶が十分でなく、Al
N の微細かつ均一な分散析出状態が得られなくなる。

【００６２】熱間圧延に際しては、スラブ加熱前後にお
いて組織の均一化のための厚み低減処理や幅圧下処理な
どの公知の技術を随時加えることは可能である。

【００６３】そして熱間圧延においては、以下に列記す
る４要件が必須となる。第１に、仕上げ圧延での累積圧
下率を85〜99％の範囲とすることである。これは、累積
圧下率が85％未満の場合熱延板でのバンド組織の間隔が
大きくなり、２次再結晶に有害となり、逆に99％を超え
ると熱延板に再結晶粒が存在するようになり、冷間圧延
工程でのAlN の分散析出状態が粗くなることによる。

【００６４】第２に、仕上げ圧延終了温度Ｔ（℃）を、
950 ℃から1150°までの温度範囲とし、かつ、Si（％）
ＸおよびAl（ppm)Ｙに応じ、下記式（1)を満たす範囲に
することが必要である。 610 ＋40Ｘ＋Ｙ≦Ｔ≦750 ＋40Ｘ＋Ｙ --- (1) これは、仕上げ圧延終了温度が上記下限値を下回るとMn
S の超微細析出が困難となり、またAlN が圧延中に析出
するようになるので、熱延板焼鈍や中間焼鈍におけるAl
N の微細均一な析出が得られず、所望の磁気特性を有す
る製品が得られなくなり、逆に上限値を上回る場合は、
高温域での圧延となりAlN の析出核となる硫化物やセレ
ン化物の超微細析出をもたらす鋼中の欠陥が不足し、結
局AlN の微細均一な析出が得られず所望の磁気特性を有
する製品が得られなくなることによる。

【００６５】第３に、仕上げ圧延終了後20℃／ｓ以上の
冷却速度で急冷することが必要である。すなわち、この
ことは急冷により過飽和状態のAlN の析出を抑制し、熱
延板焼鈍や中間焼鈍における昇温過程でのAlN 析出のた
めの駆動力を高めることになる。第４に、コイル巻取り
温度を670 ℃以下とすることである。これは、巻取り温
度が670 ℃を超える場合は、過飽和状態のAlN が析出し
てしまいインヒビターの抑制力が劣化し所望の磁気特性
の製品が得られなくなることによる。

【００６６】冷間圧延工程においては、前記したよう
に、熱延板焼鈍を施したのち１回冷間圧延法、熱延板焼
鈍を施したのち中間焼鈍を挟む２回冷間圧延法または熱
延板焼鈍を省略した中間焼鈍を挟む２回冷間圧延法のい
ずれもが採用できる。この冷間圧延工程における最初の
焼鈍（熱延板焼鈍または中間焼鈍）では、その昇温過程
でこの発明の骨子とするAlN を微細析出させ、その後の
焼鈍過程および２回目の焼鈍（中間焼鈍）では析出した
AlN のオストワルド成長や再固溶・再析出を防止するよ
うに留意することが極めて重要である。

【００６７】この冷間圧延工程で最初に行う焼鈍、すな
わち、熱延板焼鈍を施す１回冷間圧延法および２回冷間
圧延法においては熱延板焼鈍、熱延板焼鈍を省略する２
回冷間圧延法においては中間焼鈍の昇温過程でAlN を微
細析出させるためには、その昇温過程にて、800 ℃の温
度までの昇温速度を５〜25℃／ｓの範囲とすることが必
要である。これは、昇温速度が５℃／ｓ未満では析出物
が粗大に析出し、インヒビターとしての強い抑制力が得
られず、逆に25℃／ｓを超える場合は析出物の析出量が
不十分となり、同じくインヒビターとしての強い抑制力
が得られなくなるためである。

【００６８】さらに、この焼鈍は900 〜1125℃の温度範
囲で150 秒間以下の保持時間とすることが必要である。
すなわち、焼鈍温度が過度に低い場合、圧延後の再結晶
組織において２次再結晶の核となる（１１０）粒の強度
が不足し良好な方位の２次再結晶組織が得られなくなる
ことから、（１１０）粒の十分な強度を得るためにこの
焼鈍後の結晶組織を一定サイズ以上に粗大化しておく必
要がある。このためには900 ℃以上の温度で焼鈍するこ
とが不可欠となる。また、焼鈍温度の上限については、
昇温過程で微細に析出させたAlN をオストワルド成長も
しくは再固溶させないことがもっとも肝要な点となる。
このためには1125℃以下の焼鈍温度としかつ保持時間を
150 秒間以下とすることが必要とされる。このように焼
鈍温度を低温化することにこの発明の特徴があり、かく
して、１次再結晶粒の組織中に（１１０）粒の強度を増
加させることが可能となり、結果として高磁束密度でか
つ細粒組織の２次再結晶を得ることができる。

【００６９】また、かかる焼鈍の冷却過程については、
特に必要とされる点はないが、焼鈍後の鋼中の固溶Ｃを
増加させる急冷処理を行ったり、鋼中に微細カーバイド
を析出させるための急冷低温保持処理を行ったりするこ
とは、製品の磁気特性を向上させるので有効である。さ
らに、焼鈍雰囲気の酸化性を高めて鋼板表層部を脱炭す
る公知の手段も有効に作用する。

【００７０】ここで、最終冷間圧延前の熱延板焼鈍や、
中間焼鈍での脱炭量は0.005 〜0.025 ％の範囲とするこ
とがよい。かかる脱炭処理によって鋼板表層部のＣ含有
量が低下し、焼鈍時のγ変態量が低減するため、２次再
結晶の核が生成する板厚表層部のインヒビターの抑制力
が強化され、より好ましい２次再結晶を得ることができ
る。この効果を得るためには、鋼板のＣ含有量を0.005
％以上低減することがよい。しかし、0.025 ％を超えて
低減した場合、１次再結晶組織を劣化させるので好まし
くない。

【００７１】なお、熱延板焼鈍後２回冷間圧延法の２番
目の焼鈍（中間焼鈍）についても、微細析出したAlN の
状態を保つためおよび結晶組織の調整のために最初の焼
鈍と同様に900 〜1125℃の温度範囲で150 秒間以下の焼
鈍とする。

【００７２】冷間圧延の圧下率については、従来から公
知のように、最終冷間圧延の圧下率を80〜95％の範囲と
することが必要である。これは、圧下率が95％を超える
と２次再結晶が困難となり、80％未満では良好な２次再
結晶粒の方位が得られず、ともに製品での磁束密度が劣
化することによる。

【００７３】また、２回冷間圧延法の第１回目の圧延圧
下率は15〜60％の範囲とする。これは、圧下率が15％未
満の場合は圧延再結晶の機構が作用せず結晶組織の均一
化が得られず、逆に60％を超えると結晶組織の集積化が
起り第２回目の圧延の効果が得られなくなるためであ
る。

【００７４】さらに、最終冷間圧延においては、公知の
ように90〜350 ℃の温度範囲での温間圧延を行うこと
や、100 〜300 ℃の温度範囲で10〜60分間の時間範囲の
パス間時効処理を行うことは、１次再結晶集合組織を改
善する効果を有しより好ましい結果が得られるので、こ
の発明に適用することは有意である。

【００７５】なお、最終冷間圧延後に、公知のように磁
区細分化のため鋼板表面に線状の溝を設けることもよ
い。

【００７６】かかる方法により最終冷延板厚とした鋼板
には、公知の手法による１次再結晶焼鈍を施したのち、
Ti化合物を１〜20％およびCaを0.01〜3.0 ％の範囲で含
有する焼鈍分離剤を塗布してから、昇温途中の少なくと
も900 ℃以上からはＨ₂ を含む雰囲気中で昇温する最終
仕上げ焼鈍を施す。

【００７７】上記で、焼鈍分離剤中にTi，Caを含有させ
る理由は、最終仕上げ焼鈍によって形成される被覆中に
これらの成分の酸化物や窒化物が生成し、これらによる
被膜の張力効果の向上が考えられることによるものであ
り、このためには、Ti化合物を１％以上、Caを0.01％以
上含有させることが必要である。しかしながら、Ti化合
物を20％を超えて含有させた場合は、多量のTiが鋼中に
侵入し磁気特性の劣化をもたらし、かつ、被膜形成も阻
害され、Caを3.0 ％を超えて含有させた場合は、被膜の
密着性が劣化するので、それらの含有量の上限をTi化合
物が20％、Caが3.0 ％とする。

【００７８】最終仕上げ焼鈍において、焼鈍中に鋼板の
窒化が生じると方位の劣る結晶粒の２次再結晶を招くの
で、最終仕上げ焼鈍の雰囲気は少なくとも900 ℃以上に
おいてＨ₂ を含ませることが必要である。また、Ｈ₂ を
含む雰囲気とすることは、上記被膜中の酸化物や窒化物
の形成に重要な働きをしており、900 ℃以上の温度の焼
鈍の中期から後期において特に還元性を強めておくこと
が重要であると考えられる。

【００７９】この最終仕上げ焼鈍は、未反応焼鈍分離剤
を除去したのち、鋼板表面に絶縁コーティングを塗布し
て製品とするが、必要に応じてコーティング塗布前に鋼
板表面を鏡面化してもよいし、絶縁コーティングとして
張力コーティングを用いてもよく、また、コーティング
の塗布焼付け処理を平坦化処理と兼ねてもよい。

【００８０】さらに、２次再結晶後の鋼板には鉄損の低
減をはかるため、公知の磁区細分化処理としてプラズマ
ジェットやレーザ照射を線状に施したり、突起ロールに
よる線状のへこみを設けたりする処理を施すこともでき
る。

【００８１】

【実施例】

実施例１ Ｃ：0.08％、Si：3.35％、Mn：0.07％、Al：0.022 ％、
Se：0.012 ％、Sb：0.02％およびＮ：0.008 ％を含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成のけい
素鋼スラブを、1410℃の温度に加熱したのち、板厚：45
mmのシートバーに1230℃の温度で粗圧延し、圧延終了温
度：1020℃で板厚：2.2 mmとする仕上げ圧延後、冷却水
を噴射させて冷却速度：25℃／ｓで冷却し600 ℃の温度
でコイルに巻取り熱延板とした。

【００８２】この熱延板を1100℃の温度まで昇温速度：
12.5℃／ｓで昇温し、この温度で30秒間保持する熱延板
焼鈍を施したのち、酸洗し、板厚：1.5 mmに冷間圧延し
た。

【００８３】ついで、この冷延板コイルを２等分し、露
点：40℃のＨ₂ 雰囲気中で中間焼鈍を施し、Ｃ含有量を
0.06％まで低減したが、その際、一方をこの発明の適合
例として1080℃・50秒間の焼鈍を施し、他方を比較例と
して1200℃・50秒間の焼鈍を施した。

【００８４】これらの中間焼鈍板を、それぞれ、鋼板温
度：220 ℃の温間圧延により、最終冷延板厚：0.22mmと
したのち、脱脂処理し、850 ℃・２分間の脱炭・１次再
結晶焼鈍後、0.5 ％のCaを含有するMgO にTiO₂を５％添
加した焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍とし
て、Ｎ₂ 雰囲気中で800 ℃の温度まで30℃／ｈの昇温速
度で、Ｎ₂ ：25％、Ｈ₂ ：75％の混合雰囲気中で800 ℃
から1050℃の温度までを12.5℃／ｈの昇温速度でそれぞ
れ昇温し、その後Ｈ₂ 雰囲気中で1200℃の温度まで25℃
／ｈの昇温速度で昇温して、この温度で６時間保持した
のち降温し、この時600 ℃までをＨ₂ 雰囲気で600 ℃か
らはＮ₂ 雰囲気で降温する処理を施した。

【００８５】この最終仕上げ焼鈍後は、未反応焼鈍分離
剤を除去したのち、60％のコロイダルシリカを含有する
りん酸マグネシウムを張力コーティングとして塗布した
のち800 ℃の温度で焼付け、磁区細分化処理としてプラ
ブマジェットを６mmピッチで照射しそれぞれ製品とし
た。

【００８６】これらの製品について調査した磁気特性の
測定結果は以下の通りである。

【００８７】上記結果から明らかなように、中間焼鈍温
度の高い比較例に比し、この発明の適合例は極めて優れ
る磁気特性を示している。

【００８８】実施例２ 表４に示す種々の成分組成になるけい素鋼スラブを1430
℃の温度に加熱後、板厚：50mmのシートバーに1250℃の
温度で粗圧延したのち、仕上げ圧延し、記号VII および
Ｘの鋼については1000℃の仕上げ圧延終了温度で、その
他の鋼については1030℃の仕上げ圧延終了温度でそれぞ
れ板厚：2.6 mmとし、その後ジェット水を噴射して35℃
／ｓの冷却速度で冷却し550 ℃の温度でコイルに巻取り
熱延板とした。

【００８９】

【表４】

【００９０】さらに、これらの熱延板を酸洗し、板厚：
1.8 mmに冷間圧延後、15℃／ｓの昇温速度で1080℃の温
度まで昇温し露点：50℃のＨ₂ 雰囲気中で50秒間保持す
る中間処理を施したのち、230 ℃の鋼板温度での温間圧
延によりそれぞれ最終冷延板厚：0.26mmの冷延板とし
た。

【００９１】これらの冷延板を脱脂処理し、850 ℃・２
分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち、0.35％のCa
と0.07％のＢを含有するMgO に５％のTiO₂、２％のSr(O
H)₂および２％のSnO₂を添加した焼鈍分離剤を塗布して
コイル状に巻取ってから、最終仕上げ焼鈍として、Ｎ₂
雰囲気中で850 ℃の温度まで30℃／ｈの昇温速度で昇温
し850 ℃の温度で25時間保持後、Ｎ₂ ：25％、Ｈ₂ ：75
％の混合雰囲気中で1200℃の温度まで昇温速度：15℃／
ｈで昇温し、Ｈ₂ 雰囲気中でこの温度に５時間保持した
のち降温する処理をそれぞれ施した。

【００９２】その後、未反応焼鈍分離剤を除去したの
ち、50％のコロイダルシリカを含有する張力コーティン
グを塗布し焼付けてそれぞれ製品とした。これらの製品
について調査した磁気特性の測定結果を表５にまとめて
示す。

【００９３】

【表５】

【００９４】表５から明らかなように、Al、Ｓ＋Seある
いはＮの含有量がこの発明の限定範囲を外れる比較例に
比し、この発明の適合例はいずれも良好な磁気特性を示
している。

【００９５】実施例３ Ｃ：0.075 ％、Si：3.35％、Mn：0.07％、Al：0.022
％、Ｓ：0.004 ％、Sb：0.02％およびＮ：0.0075％を含
有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成のけ
い素鋼スラブ（ａ）、Ｃ：0.073 ％、Si：3.36％、Mn：
0.07％、Al：0.024 ％、Ｓ：0.002 ％、Sb：0.02％およ
びＮ：0.0082％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純
物からなる組成のけい素鋼スラブ（ｂ）、Ｃ：0.080
％、Si：3.52％、Mn：0.07％、Al：0.030 ％、Ｓ：0.00
8 ％、Sb：0.02％およびＮ：0.0075％を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物からなる組成のけい素鋼スラブ
（ｃ）およびＣ：0.073 ％、Si：3.05％、Mn：0.07％、
Al：0.018 ％、Ｓ：0.004 ％、Sb：0.02％およびＮ：0.
0075％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からな
る組成のけい素鋼スラブ（ｄ）の４種類の、それぞれ各
２本づつを1380℃の温度に加熱後、板厚：35mmのシート
バーに粗圧延し、仕上げ圧延で、圧延終了温度を985℃
と1090℃との２種類に変化させ板厚：2.2 mmとしたの
ち、ジェット水を噴射し45℃／ｓの冷却速度で急冷して
570 ℃の温度でコイルに巻取りそれぞれ熱延板とした。

【００９６】これらの熱延板にそれぞれ15℃／ｓの昇温
速度で1100℃まで昇温し30秒間保持する熱延板焼鈍を施
したのち、酸洗し、中間板厚：1.5 mmとする冷間圧延
後、中間焼鈍を施した。

【００９７】この中間焼鈍では、1090℃の温度で60秒間
保持したのち、ミスト水を噴射して40℃／ｓの冷却速度
で急冷後350 ℃の温度で30秒間保持するカーバイトの析
出処理を行った。

【００９８】その後、各鋼板はゼンジマー圧延機によっ
て120 〜230 ℃の温度範囲のパス間時効処理を施しなが
ら、それぞれ最終冷延板厚：0.22mmに圧延した。

【００９９】これらの冷延板を脱脂処理し、磁区細分化
処理として50μm の幅で深さ20μmの溝を、鋼板幅方向
から15度の角度の線状に鋼板長手方向に４mmのピッチで
設けたのち、850 ℃・２分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を
施し、0.22％のCaおよび0.08％のＢを含有するMgO に7.
5 ％のTiO₂および３％のSnO₂を添加した焼鈍分離剤を塗
布しコイルに巻取ってから、最終仕上げ焼鈍として、Ｎ
₂ 雰囲気中で850 ℃の温度まで30℃／ｈの昇温速度で昇
温し850 ℃の温度で25時間保持後、Ｎ₂ ：25％、Ｈ₂ ：
75％の混合雰囲気中で1150℃の温度まで昇温速度：15℃
／ｈで昇温し、Ｈ₂ 雰囲気中でこの温度に５時間保持し
たのち降温する処理をそれぞれ施した。

【０１００】その後、未反応焼鈍分離剤を除去したの
ち、50％のコロイダルシリカを含有する張力コーティン
グを塗布し焼付けてそれぞれ製品とした。これらの製品
について調査した磁気特性の測定結果を表６にまとめて
示す。

【０１０１】

【表６】

【０１０２】表６から明らかなように、Ｓ含有量が0.00
3 ％を超え、かつ熱間仕上げ圧延終了温度（Ｔ）が 610
＋40Ｘ＋Ｙ≦Ｔ≦750 ＋40Ｘ＋Ｙを満足するこの発明の
適合例については、いずれも極めて低い鉄損の値を示し
ている。

【０１０３】実施例４ 前掲表４に示した記号VII の成分組成になるスラブ10本
を、それぞれ1400℃の温度に加熱後、板厚：50mmのシー
トバーに粗圧延したのち、圧延終了温度：1060℃、板
厚：2.7 mmとする仕上げ圧延を施し、その後ジェット水
を噴射して40℃／ｓの冷却速度で急冷し600 ℃の温度で
コイルに巻取りそれぞれ熱延板とした。

【０１０４】これらの熱延板に17℃／ｓの昇温速度で11
00℃の温度まで昇温し60秒間保持する熱延板焼鈍を施し
たのち、酸洗し、最終冷延板厚：0.30mmとする冷間圧延
後、脱脂処理を施し、850 ℃・２分間の脱炭・１次再結
晶焼鈍をそれぞれ施した。

【０１０５】その後、前掲表２に示した焼鈍分離剤をそ
れぞれ塗布したのち、最終仕上げ焼鈍は、400 ℃の温度
まではＮ₂ 雰囲気中で昇温しその後は最終の保持温度を
1200℃とした以外は表２に示した雰囲気中でそれぞれ処
理した。その際のヒートパターンは1200℃の温度まで25
℃／ｓの昇温速度で昇温し、この温度で８時間保持した
のち降温した。

【０１０６】最終仕上げ焼鈍後は、未反応焼鈍分離剤を
除去したのち、60％のコロイダルシリカを含有するりん
酸アルミニウムを塗布し800 ℃の温度で焼付けたのち、
磁区細分化処理としてプラズマジェットを７mmピッチで
線状に照射しそれぞれ製品とした。これらの製品につい
て調査した磁気特性の測定結果を表７にまとめて示す。

【０１０７】

【表７】

【０１０８】表７から明らかなように、この発明の適合
例はいずれも極めて低い鉄損を示している。

【０１０９】

【発明の効果】この発明は、成分組成を限定した素材を
用い、熱間圧延条件、熱延板焼鈍条件および中間焼鈍条
件を特定して冷間圧延前焼鈍でAlN の析出核を微細に析
出させ、さらに焼鈍分離剤の組成などその他製造条件を
特定して方向性電磁鋼板を製造するものであり、この発
明によれば、鉄損の極めて低い高磁束密度方向性けい素
鋼板を製造することができ、近年の鉄心材料の低鉄損化
要請に有利に対応することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】製品の結晶方位の集積度（Ｂ₈ ／Ｂ_s ) に及ぼ
す素材のSiおよびAl含有量ならびに熱間圧延終了温度の
影響を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 千田 邦浩 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 村木 峰男 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 後藤 千寿子 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.025 〜0.095 wt％、Si：1.5 〜7.
   0 wt％、Mn：0.03〜2.5 wt％、ＳもしくはSeのうちの１
   種または２種の合計：0.003 〜0.040 wt％、Al：0.010
   〜0.030 wt％およびＮ：0.003 〜0.010 wt％を含有する
   けい素鋼スラブを素材として、該スラブを1350℃以上の
   温度に加熱し、熱間圧延後、熱延板焼鈍を施してから１
   回冷間圧延法または中間焼鈍を挟む２回冷間圧延法によ
   り冷間圧延し最終冷延板厚とするか、もしくは、熱間圧
   延後、中間焼鈍を挟む２回冷間圧延法により冷間圧延し
   最終冷延板厚としたのち、１次再結晶焼鈍を施し、その
   後、焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す一
   連の工程により方向性電磁鋼板を製造するにあたり、 仕上げ圧延圧下率を85〜99％の範囲とし、仕上げ圧延終
   了温度を950 〜1150℃の範囲でかつ素材のSi含有量およ
   びAl含有量との関係から下記式（1)を満たす温度範囲と
   する熱間圧延を行うこと、 熱間圧延終了後20℃／ｓ以上の冷却速度で急冷して670
   ℃以下の温度でコイルに巻取ること、 熱延板焼鈍および中間焼鈍をともに、800 ℃の温度まで
   ５〜25℃／ｓの範囲の昇温速度で昇温し、900 〜1125℃
   の温度域で保持時間を150 秒間以下とする条件で行うこ
   と、 冷間圧延を、１回冷間圧延法により圧下率：80〜95％の
   範囲で行い最終冷延板厚とするか、もしくは、２回冷間
   圧延法により第１回目の圧延を圧下率：15〜60％の範囲
   で行ったのち、中間焼鈍後第２回目の圧延を圧下率：80
   〜95％の範囲で行い最終冷延板厚とすること、 Ti化合物：１〜20wt％およびCa：0.01〜3.0 wt％を含有
   する焼鈍分離剤を用いること、 最終仕上げ焼鈍の昇温途中の少なくとも900 ℃以上の温
   度からはＨ₂ を含有する雰囲気中で昇温すること、との
   順次組合せになることを特徴とする極めて鉄損の低い高
   磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。 〔記〕 610 ＋40Ｘ＋Ｙ≦Ｔ≦750 ＋40Ｘ＋Ｙ --- (1) ただし Ｔ：仕上げ圧延終了温度（℃） Ｘ：Si（wt％） Ｙ：Al（wtppm)
2. 【請求項２】 最終冷間圧延直前の熱延板焼鈍または中
   間焼鈍時の冷却が、鋼板内固溶Ｃ量を高めるための急冷
   処理である請求項１に記載の極めて鉄損の低い高磁束密
   度方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 最終冷間圧延が、90〜350 ℃の温度範囲
   の温間圧延か、もしくは、100 〜300 ℃の温度範囲で10
   〜60分間の時間範囲のパス間時効処理を施すものである
   請求項１または２に記載の極めて鉄損の低い高磁束密度
   方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 最終冷間圧延前の焼鈍で、0.005 〜0.02
   5 wt％の脱炭を施すことを特徴とする請求項１，２また
   は３に記載の極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼
   板の製造方法。