JPH1088234A - 安定して高い磁束密度を有する方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】短時間焼鈍で安定したＧｏｓｓ組織を形成する
ことができ、磁束密度Ｂ８がばらつき少なく安定して1.
90T 以上にすることができる方向性珪素鋼板の製造方法
を提供すること。 【解決手段】特定組成の鋼塊を1000℃以上に加熱した
後、所定条件で中間焼鈍を挟んで３回の圧延を行い、さ
らに還元性雰囲気等において1000〜1300℃の温度で最終
焼鈍して結晶方位がGoss方位に集積した磁束密度の高い
珪素鋼板を製造するに際し、鋼中に含まれる不純物の量
を以下の式を満足する量とする。 0.013 ×[C] ＋0.004 ×[Mn]＋0.08×[P] ＋0.40×[S]
×[Al]＋0.008 ×[N]＋0.0024×[Cr]＋0.0022×[Ni]＋
0.0010×[Cu]＋0.5 ×[Sn]＋[Nb]＋0.25×[Ti] （ただし、各元素の量はｐｐｍである）

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、Ｇｏｓｓ方位に集
積した結晶方位を有する磁束密度の高い方向性珪素鋼板
を経済的に短時間で安定して製造する方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】方向性珪素鋼板は、主としてトランスの
鉄心として使用されている。Ｇｏｓｓによる｛１１０｝
＜００１＞方位を持つ珪素鋼板の製造方法の発明以来、
このようなＧｏｓｓ組織を有する方向性珪素鋼板の製造
方法が提案されている。これらの製造方法を大別すると
以下の３つに要約される。

【０００３】第一の方法は、２回冷圧法と呼ばれる方法
である。この方法はＧｏｓｓ法を改良した方法であり、
製鋼段階でＭｎ，Ｓｂ，Ｓ，Ｓｅ等を添加し、これらの
元素およびその微細析出物による結晶粒成長抑制作用を
利用して２次再結晶を行なわせるものである。具体的に
は、Ｃ：０．０２〜０．０８ｗｔ％、Ｓｉ：２．０〜
４．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２ｗｔ％程度、Ｓ：０．００
５〜０．０５ｗｔ％の成分を持つ鋼塊を溶製し熱間圧延
によって板厚２．０〜３．０ｍｍに圧延後、熱延板焼鈍
を施し、次いで圧延率７０％程度の冷間圧延を施し、引
き続き８５０〜１０５０℃の中間焼鈍を施し、さらに圧
延率６０〜７０％で冷間圧延を施し、８００〜８５０℃
で脱炭焼鈍後、１１００℃以上の温度で５〜５０時間焼
鈍して２次再結晶およびインヒビターの除去（純化焼
鈍）を行い、Ｇｏｓｓ粒を成長させる（例えば、特公昭
５１−１３４６９号公報）。

【０００４】第二の方法は１回冷圧法と呼ばれる方法で
ある。この方法は冷間圧延回数を１回にした方法で、２
回冷圧法よりもＧｏｓｓ粒の集積度が高いことで知られ
ている。具体的には、Ｃ：０．０２〜０．０８ｗｔ％、
Ｓｉ：２．０〜４．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２ｗｔ％程
度、Ｎ：０．０１〜０．０５ｗｔ％、Ａｌ：０．１ｗｔ
％程度の成分を持つ鋼塊を溶製し熱間圧延によって板厚
２．０〜３．０ｍｍに圧延後、熱延板焼鈍を施してＡｌ
Ｎ析出処理を施し、次いで圧延率８０〜９５％の冷間圧
延を行った後、脱炭焼鈍を施し、しかる後、１２００℃
で２０時間の高温焼鈍によって２次再結晶およびインヒ
ビターの除去（純化焼鈍）を行い、Ｇｏｓｓ粒を成長さ
せる（例えば、特公昭４０−１５６４４号公報）。

【０００５】第三の方法は、インヒビターを用いずにＧ
ｏｓｓ組織を形成する方法である。この方法は、単純に
特定条件の圧延と熱処理とを組み合わせることによりＧ
ｏｓｓ粒を発達させるものである。

【０００６】上記の方法のうち第一、第二の方法は脱炭
焼鈍、純化焼鈍が必須であるため、高温長時間の焼鈍が
不可欠である。このため製造コスト、設備コストが高く
なることが避けられない。

【０００７】また、鉄損を低減するために最終板厚を
０．２０ｍｍ以下にしようとすると２次再結晶現象が不
安定となり、全面Ｇｏｓｓ粒で占めることは困難とな
る。このため現状では板厚０．２０ｍｍ程度のものが製
造限界となっている。

【０００８】第三の方法は、脱炭焼鈍、純化焼鈍が不要
であるために製造コスト上は上記第一、第二の方法に比
べて有利である。しかし、Ｇｏｓｓ粒成長機構は極めて
不安定であるために、安定に製造することが困難である
と考えられていた。

【０００９】そこで、本発明者らは、特開昭６４−５５
３３９号、特開平２−５７６３５号、特開平７−７６７
３４号の各公報に示すように、インヒビターを用いない
上記第三の方法を前提として、全面Ｇｏｓｓ粒で覆われ
れ、最終的に得られる磁束密度（Ｂ８；８００Ａ／ｍ印
加時の磁束密度）が１．９０Ｔ以上である方向性珪素鋼
板の製造方法を提案した。この方法は、基本的には３％
Ｓｉ鋼板においてインヒビターを用ず冷間圧延を１回か
ら３回施し、最終焼鈍として雰囲気中の酸素濃度をコン
トロールし、｛１１０｝＜００１＞に集積した方向性珪
素鋼板を製造するものであり、冷間圧延の組み合わせと
方位形成のための最終焼鈍条件（温度、雰囲気）を規定
し、従来の技術と異なるインヒビターを用いない方向性
珪素鋼板の製造を可能にするものである。また、連続焼
鈍法の適用可能性を生じさせるために最終焼鈍時間の短
時間化にも取り組み、１０分間以内の焼鈍時間で安定し
たＧｏｓｓ組織を得ることができる製造方法についても
提案した。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明者らがさらに検
討した結果、先願である特開昭６４−５５３３９号、特
開平２−５７６３５号、特開平７−７６７３４号の各公
報に開示されている方法では確かに磁束密度Ｂ８が１．
９Ｔ以上の珪素鋼板が得られるものの、材料特性の場所
によるばらつきが大きく、安定して製造することが困難
であり、実用上十分でないことが明らかとなった。

【００１１】本発明はこのような事情に鑑みてなされた
ものであって、インヒビターを用いない製造方法を前提
とし、短時間焼鈍で安定したＧｏｓｓ組織を形成するこ
とができ、磁束密度Ｂ８がばらつき少なく安定して１．
９０Ｔ以上にすることができる方向性珪素鋼板の製造方
法を提供することを目的とする。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、Ｇｏｓｓ
組織形成をより安定化させ、最終の磁気特性のばらつき
を低減させるべく、鋼中の不可避不純物と考えられてき
た元素の量を低減させたときに最終焼鈍時の結晶粒界の
移動が促進されるか否かについて、さらなる詳細な試験
および考察を重ねた。そして、上記先願の出願時点では
Ｇｏｓｓ組織形成の安定化を阻害しないと考えられてい
た不純物についても考慮して、最終焼鈍を１０分間以内
で終了させ、かつ１．９０Ｔ以上の磁束密度Ｂ８を得る
ために許容される鋼中不純物全体の最大含有量を求める
べく検討した。

【００１３】以上の試験および研究の結果、本発明者ら
は、従来不可避不純物として考えられてきた元素がその
許容範囲とされていた量においても粒界移動を抑制する
ことを新たに見出し、本発明を完成するに至った。

【００１４】すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１ｗｔ％
以下、Ｓｉ：２．５〜７ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以
下、Ａｌ：０．０１ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．０１ｗｔ％
以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．０００５ｗ
ｔ％以下、Ｓｎ：０．００１ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．０
０２ｗｔ％以下である鋼塊を１０００℃以上に加熱した
後、仕上がり温度が７００〜９５０℃の熱間圧延を施
し、次いで、圧延率３０〜８５％の一次冷間圧延を施し
た後、６００〜９００℃の非酸化雰囲気中で焼鈍し、さ
らに圧延率４０〜８０％の二次冷間圧延を施し、その後
６００〜９００℃の非酸化雰囲気中で焼鈍し、さらに圧
延率５０〜７５％の三次冷間圧延を施した後、引き続き
還元性雰囲気もしくは酸素分圧が０．５Ｐａ以下の非酸
化性雰囲気、または酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中
において１０００〜１３００℃の温度で最終焼鈍して結
晶方位がＧｏｓｓ方位に集積した磁束密度の高い珪素鋼
板を製造するに際し、鋼中に含まれる不純物の量を以下
の式を満足する量とすることを特徴とする、安定して高
い磁束密度を有する方向性珪素鋼板の製造方法を提供す
る。

【００１５】０．０１３×［Ｃ］＋０．００４×［Ｍ
ｎ］＋０．０８×［Ｐ］＋０．４０×［Ｓ］＋０．０２
１×［Ａｌ］＋０．００８×［Ｎ］＋０．００２４×
［Ｃｒ］＋０．００２２×［Ｎｉ］＋０．００１０×
［Ｃｕ］＋０．５×［Ｓｎ］＋［Ｎｂ］＋０．２５×
［Ｔｉ］≦１３．５（ただし、各元素の量はｐｐｍであ
る）

【００１６】

【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。まず、本願発明における化学成分の限定理由につ
いて説明する。Ｃは製鋼段階でできるだけ低減しておく
ことが磁気特性上好ましい。Ｃが０．０１ｗｔ％を超え
ると磁気特性が著しく劣化する。このためＣの上限を
０．０１ｗｔ％に規定する。

【００１７】Ｓｉは、電気抵抗を高める作用と、２．５
ｗｔ％以上の含有により金属学的変態点をなくし鋼をα
単相にする作用を有している。また、６．５ｗｔ％付近
では磁歪がゼロとなるため極めて優れた軟磁気特性が得
られる。しかし、７ｗｔ％を超えると磁歪が再び増大し
磁気特性が悪化するとともに、極めて脆くなるため実用
的ではない。このためＳｉの含有量を２．５〜７ｗｔ％
の範囲に規定する。

【００１８】Ｓ，Ｎは通常の鋼中に含まれる代表的な元
素であるが、これらの元素は、固溶した状態でも析出物
の形態を採った状態でも粒成長性を阻害するため、でき
る限り低減することが好ましい。但し、製鋼段階で極端
な低減を行うとコスト増の原因となるため、粒成長性を
阻害しない範囲としてこれらの含有量の上限をそれぞれ
０．０１ｗｔ％に規定する。

【００１９】Ａｌはα鉄への固溶度が広く、かつ酸素と
の親和力が強い元素である。従って、最終的な熱処理に
よりＧｏｓｓ組織を形成する際に、熱処理雰囲気中の微
量酸素と反応して鋼板表面に酸化物層を形成してしまう
ため、表面エネルギーによる結晶粒成長が阻害されてし
まう。このため、Ａｌの含有量をこのような不都合が生
じない０．０１ｗｔ％以下に規定する。Ａｌ含有量のさ
らに好ましい範囲は０．００５ｗｔ％以下である。Ａｌ
は脱酸剤として通常添加されるものであるため、特に厳
密に制御する必要がある。

【００２０】Ｃｕはα鉄への固溶度が小さな元素であ
り、最終的な熱処理によりGoss組織を形成する際の結晶
粒成長を著しく阻害する元素である。また、Ｃｕは製鋼
段階で０．０５ｗｔ％程度含有される。従って、その含
有量を上述のような不都合が生じない０．０１ｗｔ％以
下に減じることが必要である。好ましくは０．００５ｗ
ｔ％以下である。ただし、Ｃｕは融点が１０８３℃であ
り、１０００℃程度以上の熱処理により揮発する成分で
あるため、０．０１ｗｔ％よりも多く含有されていても
比較的長時間の熱処理により０．０１ｗｔ％以下にする
ことが可能である。しかし、工程の効率化の観点からは
熱処理時間の延長は好ましくない。

【００２１】Ｎｂ、Ｓｎ、Ｔｉは通常不純物元素として
含有されるものであるが、いずれも最終焼鈍時のＧｏｓ
ｓ粒の粒成長を遅滞させる効果が強く、１０分間以下の
短時間の最終焼鈍によりＧｏｓｓ組織をばらつきなく安
定して形成するためには、製鋼時成分調整後、Ｎｂ：
０．０００５ｗｔ％以下、Ｓｎ：０．００１ｗｔ％以
下、Ｔｉ：０．００２ｗｔ％以下にする必要がある。

【００２２】本発明では、このように個別的に各元素の
量を規定する他、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｒ、
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｂ、Ｔｉの総量についても規定す
る。すなわち、製鋼時成分調整後、これらの量が以下の
（１）式の範囲内にあることが必要である。

【００２３】 ０．０１３×［Ｃ］＋０．００４×［Ｍｎ］＋０．０８×［Ｐ］＋０．４０× ［Ｓ］＋０．０２１×［Ａｌ］＋０．００８×［Ｎ］＋０．００２４×［Ｃｒ］ ＋０．００２２×［Ｎｉ］＋０．００１０×［Ｃｕ］＋０．５×［Ｓｎ］＋［Ｎ ｂ］＋０．２５×［Ｔｉ］≦１３．５（ただし、各元素の量はｐｐｍである）… （１） この範囲を超え各種不純物が複合添加されると、最終焼
鈍時の粒成長を遅滞させる効果が強く、粒成長により短
時間でＧｏｓｓ組織をばらつきなく形成することができ
ず、また安定して磁束密度Ｂ８を１．９０Ｔ以上にする
ことができなくなる。

【００２４】すなわち、これらの元素は、通常不可避不
純物として極微量含まれるものである。したがって、各
種不純物が同時に微量含まれる場合においては、当然そ
の鋼かが重なるため単独の場合と異なる現象が生じる。
したがって、本発明では上記不純物元素が同時に含まれ
た場合のその合計量を規定しているのである。これらの
総量が上記（１）式の範囲内であれば最終焼鈍時の粒成
長を短時間でばらつきなく終了させることができる。

【００２５】このような条件は当然ながら最終焼鈍時の
温度によっても大きく影響を受ける。最終焼鈍時の温度
が高ければ、微量元素の作用の仕方が温度によって異な
るため、より短時間で粒成長は終了する。本発明におい
ては後述するように、最終焼鈍温度を１０００〜１３０
０℃と規定しており、この温度範囲において１０分間以
下という短時間で最終焼鈍を終了させることができ、安
定して磁束密度Ｂ８を１．９０Ｔ以上にすることができ
る。

【００２６】本発明にて規定する成分範囲を満足させる
ためには、溶銑段階から十分な成分管理を行い、製鋼段
階においても投入するスクラップを厳密に管理すること
が肝要である。

【００２７】次に、製造工程について説明する。上記組
成の溶解された鋼は、先ずインゴットに鋳造されるか或
いは連続鋳造法によりスラブとされ、次いで、このイン
ゴットまたはスラブは１０００℃以上の温度に保持さ
れ、熱間圧延に供される。熱間圧延前の保持温度を１０
００℃以上に規定したのは、粗圧延機あるいは仕上げ熱
間圧延機前段での熱延中の再結晶の促進と、７００〜９
５０℃の熱延仕上げ温度を確保するためである。なお、
熱間圧延は、インゴットまたはスラブを加熱炉にて１０
００℃以上に加熱してから行ってもよいし、直接圧延に
より連続鋳造の後スラブ温度を１０００℃以上に保持し
たまま行ってもよい。

【００２８】また、熱間圧延の仕上温度は７００〜９５
０℃の範囲であることが必要である。仕上温度が７００
℃未満では熱間圧延の圧延負荷が大きくなり過ぎ製造上
好ましくない上に、最終的なＧｏｓｓ粒の成長にも悪影
響を及ぼす。また、仕上温度を９５０℃超にするにはイ
ンゴット又はスラブの初期温度を高目に設定する必要が
あり、製造コスト上不利となる。

【００２９】熱延板の板厚は最終製品の所望板厚によっ
て異なるが、概ね１．６ｍｍ程度から５．０ｍｍ程度と
なる。このようにして製造された熱延板は常法に従って
巻き取られるが、その巻取温度は５６０〜８００℃とす
ることが好ましい。巻取温度が５６０℃未満では、熱延
終了後のランアウトテーブル上での冷却が実際上困難で
あるため実用性に欠け、一方、巻取温度が８００℃を超
えると、巻取冷却中の表面酸化により酸洗性が悪化し、
実用的ではない。

【００３０】なお、巻き取られた熱延コイルを、必要に
応じて連続炉或いはバッチ炉で熱延板焼鈍してもよい。
このときの熱延板焼鈍温度は７００〜１１００℃である
ことが好ましい。熱延板焼鈍温度が７００℃未満では、
熱延時に形成された加工組織を消滅させることができな
いため、その効果が実質的に現われず、一方、熱延板焼
鈍温度が１１００℃を超えると、操業上のコスト高の原
因となるために実用上問題となる。

【００３１】このようにして作製された熱延板は常法に
従って一次冷間圧延される。このときの冷間圧延率は３
０〜８５％とする。圧延率が３０％未満の場合又は８５
％を超える場合には、三次焼鈍の際の結晶粒の選択的粒
成長によるＧｏｓｓ粒の成長に好ましい集合組織が適切
に形成されず、最終焼鈍（三次焼鈍）後に十分成長した
Ｇｏｓｓ粒が得られない。この際の高い磁束密度を得る
ための最適冷間圧延率は、熱延板の仕上温度及び巻取温
度に応じて形成される熱延組織によって変化する。例え
ば、仕上温度が低め（７５０℃程度）の場合には、熱延
による圧延加工組織が発達しているために、一次圧延の
圧延率は低めでよい。一方、仕上げ温度が高め（８５０
℃程度）の場合には加工組織よりも再結晶組織のほうが
発達しているために、一次圧延の圧延率は高く設定され
る。なお、通常、冷間圧延は潤滑材を使用するが、潤滑
材を使用せず無潤滑で圧延を行っても同様の効果が得ら
れる。

【００３２】一次冷延板は６００〜９００℃の温度で焼
鈍（一次焼鈍）される。焼鈍温度が６００℃未満では、
焼鈍による完全再結晶を行わせることができない。一
方、焼鈍温度が９００℃を超えると、再結晶は達成され
るが、焼鈍コストが不可避的に高くなってしまう。ま
た、短時間で再結晶を行わせ、かつ経済性をも確保する
には、特に６８０〜８００℃の温度で焼鈍することが好
ましい。この焼鈍では、鋼板表面が若干酸化されたとし
ても、後に行われる冷間圧延前の酸洗によりその除去が
可能であるため、三次焼鈍（最終焼鈍）時の結晶方位の
Ｇｏｓｓ方位への集積を確保するという面では大きな問
題はない。しかし、酸化膜を過度に生成しないようにす
るという観点から、極力酸素分圧の低い非酸化性雰囲気
または真空中で行うことが好ましい。また、焼鈍時間は
通常２分以上であれば問題はない。このような焼鈍処理
は箱型炉によるバッチ焼鈍又は連続焼鈍にて実施するこ
とができる。

【００３３】焼鈍処理における加熱条件は、連続焼鈍で
は加熱速度２００〜５００℃／分、保持時間が２〜５分
間程度が適当であり、バッチ焼鈍では加熱速度４〜２０
℃／分、保持時間が１〜１０時間が適当である。冷却速
度は、熱収縮による歪みが鋼板内に残留しない限りにお
いて、通常採用される冷却速度で構わない。例えば、６
００℃まで１３．５℃／秒、３００℃まで１２℃／秒の
冷却速度が採用される。

【００３４】上記一次焼鈍が施された鋼板は、圧延率４
０〜８０％で二次冷間圧延される。圧延率が４０％未満
あるいは８０％超では、上述した一次冷間圧延の場合と
同様な理由で最終的なＧｏｓｓ粒の集積が十分でない。
この冷間圧延は、一次冷間圧延と同様、無潤滑、潤滑の
いずれでも実施可能である。

【００３５】このようにして得られた二次冷延板は、再
び６００〜９００℃の温度で焼鈍される（二次焼鈍）。
焼鈍温度が６００℃未満では、焼鈍による完全再結晶を
行わせることができない。一方、焼鈍温度が９００℃を
超えると、再結晶は達成されるが、焼鈍コストが不可避
的に高くなってしまう。また、短時間で再結晶を行わ
せ、かつ経済性をも確保するには、特に６８０〜８００
℃の温度で焼鈍することが好ましい。この二次焼鈍でも
一次焼鈍と同様の理由で鋼板表面の若干の酸化が許容さ
れるが、この場合も酸化膜を過度に生成しないようにす
るという観点から、極力酸素分圧の低い非酸化性雰囲気
または真空中で行うことが好ましい。この二次焼鈍時間
も一次焼鈍と同様に通常２分以上であれば問題はない。
この二次焼鈍処理も箱型炉によるバッチ焼鈍又は連続焼
鈍にて実施することができる。

【００３６】なお、一次冷間圧延及び二次冷間圧延の後
に夫々実施される上述のような中間焼鈍の温度は、後述
する三次焼鈍後の鋼板の磁束密度特性に影響を与える。
従って、中間焼鈍としての一次焼鈍及び二次焼鈍の温度
を適切に規定する必要がある。

【００３７】二次焼鈍が施された鋼板は、さらに圧延率
５０〜７５％で三次冷間圧延される。圧延率が５０％未
満あるいは７５％超では、上述した一次および二次冷間
圧延と同様な理由で最終的なＧｏｓｓ粒の集積が十分で
ない。この冷間圧延も、一次および二次冷間圧延と同
様、無潤滑、潤滑のいずれでも実施可能である。

【００３８】このようにして得られた三次冷延板は、さ
らに１０００〜１３００℃の温度で焼鈍される（三次焼
鈍）。これにより表面エネルギーを利用した結晶粒成長
が生じ、Ｇｏｓｓ粒が成長する。焼鈍温度が１０００℃
未満では、表面エネルギーを利用した結晶粒成長の駆動
力が十分でないため所望のＧｏｓｓ組織を得ることはで
きない。一方、焼鈍温度が１３００℃を超えると、実質
的にこのような高温加熱のために必要なエネルギーコス
トが大きくなり過ぎ、実用上の問題を生じる。

【００３９】この三次焼鈍（最終焼鈍）は、水素が必要
量以上含まれている実質的に還元性を有する雰囲気中
か、実質的に窒素、Ａｒ等の不活性ガスを主体とし酸素
分圧が０．５Ｐａ以下の非酸化性雰囲気又は酸素分圧が
０．５Ｐａ以下の真空中で行う必要がある。これは、結
晶方位のＧｏｓｓ方位への集積を阻害する鋼板表面に対
する酸化膜の形成を防止するためである。真空雰囲気中
又は不活性ガス雰囲気中に酸素分圧が０．５Ｐａを超え
る程度に酸素が含有される場合には、鋼板表面に酸化膜
が形成され、上記のような効果は得られない。

【００４０】上述したように、本発明に従って微量の不
純物元素、および製造条件、特に最終焼鈍温度を規定す
ることにより、１０分間以下という短時間でも最終焼鈍
を終了させることができ、安定して磁束密度Ｂ８を１．
９０Ｔ以上にすることができる。本発明においては、最
終焼鈍時間は特に規定するものではない。しかし、連続
焼鈍の適用を考慮すると１０分間以下が好ましい。な
お、最終焼鈍時間の下限は特に存在せず、３分間程度で
も十分なＧｏｓｓ組織を形成することができる。

【００４１】本発明の方法で得られた鋼板は上述のよう
に短時間の最終焼鈍でもＧｏｓｓ粒が十分に安定して成
長し、直流で８００Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束
密度Ｂ８が安定して１．９Ｔ以上と優れた磁気特性を示
す。最終的に得られる磁束密度Ｂ８が１．９Ｔ以上が好
ましい理由は、１．９Ｔ未満であると電気機器に適用し
た場合に鉄心が大型化し、また鉄損の増大を招くおそれ
があるからである。

【００４２】

【実施例】表１に示す各種不純物を変化させかつこれら
を複合添加した化学成分を有する鋼を溶製した後スラブ
となし、仕上温度８３０℃にて板厚２．５ｍｍまで熱間
圧延を行った。酸洗により表面のスケール層を除去した
後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延を施し、さらに中間焼
鈍として窒素雰囲気中において８００℃で２分間の熱処
理を行なった。その後、この鋼板に対して板厚０．３ｍ
ｍまで冷間圧延を施し、中間焼鈍として窒素雰囲気中に
おいて８００℃で２分間の熱処理を行ない、最後に板厚
０．１ｍｍにまで冷間圧延を施し、最終焼鈍として露点
−５０℃、酸素濃度１．５ｐｐｍの水素雰囲気中におい
て加熱速度２００℃／分で１２００℃、１０分間の熱処
理を施した。

【００４３】このようにして作成した試料を幅１０ｍｍ
長さ１００ｍｍに切断し、切断歪みを除去するために窒
素雰囲気中において８００℃で２分間の熱処理を施し、
磁気測定に供した。ここでは、反磁界補正後の８００Ａ
／ｍの直流磁場を印加した磁束密度Ｂ８を求めた。な
お、それぞれの試料につて３０枚ずつ磁束密度Ｂ８を測
定した。表１に３０枚の平均の値を併記する。

【００４４】

【表１】

【００４５】表１に示すように、鋼番号１〜１３は、上
記（１）式を満たす本発明の範囲内の組成を有し、磁束
密度Ｂ８の平均値はいずれも１．９Ｔ以上であり、最終
焼鈍が１０分間で十分高い磁束密度Ｂ８が得られること
が確認された。

【００４６】鋼番号１４〜２１は比較例である。これら
比較例においては、Ｃ，Ｓｉ，ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎ，Ｃ
ｕ，Ｓｎ，Ｎｂ，Ｔｉ量は、上記特開平７−７６７３４
号公報において最終焼鈍が１０分間以内で磁束密度Ｂ８
が１．９０Ｔ以上となるように規定している範囲内であ
るが、特開平７−７６７３４号公報においてはＧｏｓｓ
粒成長性に影響を及ぼさないと考えられていたＭｎ、
Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉの複合添加を行っており、上記（１）式
の左辺の値が１３．５を超えている。したがって、これ
らの元素の影響によりＧｏｓｓ粒成長の遅延効果が強く
なり、１０分間の最終焼鈍ではＧｏｓｓ粒成長が不十分
となるため、磁束密度Ｂ８の平均値が１．９０Ｔ未満で
あった。

【００４７】図１〜図４にそれぞれ鋼番号２，１１，１
９，２０における試料３０枚の磁束密度Ｂ８の分布を示
す。図１，２から、鋼番号２および１１は、（１）式の
左辺の値がそれぞれ６．１および１１．２と本発明の範
囲内であり、ばらつきが少なく安定して良好な磁束密度
Ｂ８が得られることが確認される。

【００４８】これに対して、鋼番号１９は（１）式の左
辺の値が１９．１と本発明の範囲外であり、図３に示す
ように、磁束密度Ｂ８が１．９２Ｔと良好なものがある
ものの、その値は１．７２〜１．９２Ｔと大きくばらつ
いている。すなわち、磁束密度測定のための試験片採取
位置によってＧｏｓｓ粒の成長が異なり、Ｇｏｓｓ粒の
成長が不均一であって、安定して良好な磁束密度Ｂ８を
得ることができなかった。また、鋼番号２０は（１）式
の左辺の値が２１．３と本発明の範囲から大きく外れて
おり、磁束密度Ｂ８の値自体も低く、しかもそのばらつ
きも少ない。したがって、Ｇｏｓｓ粒成長が全く不十分
であることが確認された。

【００４９】

【発明の効果】この発明によれば、インヒビターを用い
ない製造方法を前提とし、１０分間以下の短時間焼鈍で
も安定したＧｏｓｓ組織を形成することができ、磁束密
度Ｂ８がばらつき少なく安定して１．９０Ｔ以上にする
ことができる方向性珪素鋼板が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の範囲内である鋼番号２の磁束密度の分
布を示すグラフ。

【図２】本発明の範囲内である鋼番号１１の磁束密度の
分布を示すグラフ。

【図３】比較例である鋼番号１９の磁束密度の分布を示
すグラフ。

【図４】比較例である鋼番号２０の磁束密度の分布を示
すグラフ。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 上元 好仁 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．５
   〜７ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１
   ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１
   ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．０００５ｗｔ％以下、Ｓｎ：
   ０．００１ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．００２ｗｔ％以下で
   ある鋼塊を１０００℃以上に加熱した後、仕上がり温度
   が７００〜９５０℃の熱間圧延を施し、次いで、圧延率
   ３０〜８５％の一次冷間圧延を施した後、６００〜９０
   ０℃の非酸化雰囲気中で焼鈍し、さらに圧延率４０〜８
   ０％の二次冷間圧延を施し、その後６００〜９００℃の
   非酸化雰囲気中で焼鈍し、さらに圧延率５０〜７５％の
   三次冷間圧延を施した後、引き続き還元性雰囲気もしく
   は酸素分圧が０．５Ｐａ以下の非酸化性雰囲気、または
   酸素分圧が０．５Ｐａ以下の真空中において１０００〜
   １３００℃の温度で最終焼鈍して結晶方位がＧｏｓｓ方
   位に集積した磁束密度の高い珪素鋼板を製造するに際
   し、 鋼中に含まれる不純物の量を以下の式を満足する量とす
   ることを特徴とする、安定して高い磁束密度を有する方
   向性珪素鋼板の製造方法。 ０．０１３×［Ｃ］＋０．００４×［Ｍｎ］＋０．０８
   ×［Ｐ］＋０．４０×［Ｓ］＋０．０２１×［Ａｌ］＋
   ０．００８×［Ｎ］＋０．００２４×［Ｃｒ］＋０．０
   ０２２×［Ｎｉ］＋０．００１０×［Ｃｕ］＋０．５×
   ［Ｓｎ］＋［Ｎｂ］＋０．２５×［Ｔｉ］≦１３．５
   （ただし、各元素の量はｐｐｍである）