JP3271651B2 - 磁気特性の優れた極薄けい素鋼板および製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁気特性にすぐれ
た極薄けい素鋼板の製造方法及び磁気特性に優れた極薄
けい素鋼板に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】変電器の鉄芯などに用いられる方向性け
い素鋼板は、特公昭46-23820号公報等に示されるよう
に、従来、２次再結晶のために、ＡｌＮやＭｎＳなどの
析出物をインヒビタとして利用して製造されている。し
かしながらこのような方向性けい素鋼板は、ＡｌＮやＭ
ｎＳなどの多量のインヒビタの固溶のための高温のスラ
ブ加熱工程、最終焼鈍までの脱炭焼鈍工程および２次再
結晶を完全に完了させ、磁気特性に影響をあたえる不純
物を純化するための高温長時間焼鈍工程を必須としてお
り、経済的な観点から問題を有していた。

【０００３】また、このような材料に要求される磁気特
性のなかでも特に重要視される鉄損値は、板厚が薄くな
るほど向上すると考えられているものの、従来のけい素
鋼板では、インヒビタの問題で0.2mm 以下の極薄材の製
造が困難であるとされてきた。

【０００４】このような問題に対して、特開昭62-83421
号公報および特開平1-212721号公報に示されるように、
極低炭素系であることを前提として、これにＡｌを微量
に添加した組成とすることによって問題を回避する手法
が考案されている。また特開平５-186829 号公報に代表
されるような表面エネルギーを用いた極薄方向性けい素
鋼板の製造方法が提案されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開昭
62-83421号公報および特開平1-212721号公報に記載され
ている方法によれば、高温のスラブ加熱や高温長時間の
焼鈍プロセスを省略でき経済的効果が得られるものの、
0.2mm 以下の板厚では品質のバラツキが大きく工業的に
安定した２次再結晶挙動を得ることができないという問
題があった。

【０００６】また、特開平５-186829 号公報の方法は、
インヒビタを用いないため、本発明が対象とする極薄鋼
板の製造に原理的に有利な手法であるが、微量の不純
物、雰囲気の微妙な変化などによって結晶粒成長が左右
されその結果として安定性に欠けるという問題を抱えて
いた。

【０００７】本発明は、そうした問題点を克服し、脱炭
焼鈍および高温長時間の焼鈍を施さずに、0.2mm 以下の
板厚で｛110 ｝<001> 面方位が安定的に２次再結晶し、
これによって磁気特性に優れたけい素鋼板が製造可能と
なるような方法および磁気特性に優れたけい素鋼板を提
供することを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
の第１の手段は、(a) 重量％で、Ｃ：0.01％以下、Ｓ
ｉ：2.5 ％以上７％以下、Ｍｎ：0.005 ％以上0.12％以
下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.002 ％以上0.005 ％以下、
sol.Ａｌ：0.0015％以上0.006 ％以下、Ｎ：0.001 ％以
上0.008 ％以下を含み、不純物としてのＴｉ＋Ｎｂが0.
003 ％以下である熱延鋼板を準備する工程、(b) 前記熱
延鋼板を脱スケール後、焼鈍温度700 ℃〜950 ℃、保持
時間30sec 以上の中間焼鈍を含む３回の冷間圧延により
板厚0.20mm以下の冷間圧延鋼板とする工程、(c) 前記冷
間圧延鋼板を、窒素50vol.％以上含む還元性雰囲気にお
いて、１℃/sec以上の昇温速度で700 ℃以上1000℃以下
の所定温度まで加熱し、該温度に30秒以上保持する１段
目の焼鈍工程、(d) 引き続き上記冷間圧延鋼板を、窒素
50vol.％以上含む還元性雰囲気において、700 ℃以上10
00℃以下の所定温度に３時間以上保持する２段目の焼鈍
工程、(e) さらに、窒素を含まない還元性雰囲気もしく
は酸素分圧が0.5Pa 以下で実質的に窒素を含まない非酸
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、900 ℃以上1300℃以下の範囲の所定温度で30秒以上
の保持を行う３段目の焼鈍工程を含む磁気特性に優れた
極薄けい素鋼板の製造方法である。

【０００９】前記課題を解決するための第２の手段は、
前記第１の手段中における中間焼鈍の内、少なくとも１
回の中間焼鈍の雰囲気を窒素50vol.％以上含む非酸化性
雰囲気とすることを特徴とする磁気特性に優れた極薄け
い素鋼板の製造方法である。

【００１０】前記課題を解決するための第３の手段は、
前記第１の手段中における(b) に記載の工程を、(b'-1)
前記熱延鋼板を脱スケール後、圧下率70〜90％の一次冷
間圧延を施して冷間圧延鋼板とする工程、(b'-2)前記冷
間圧延鋼板を、窒素50vol.％以上を含む非酸化性雰囲気
下、焼鈍温度700 ℃〜950 ℃、保持時間0.5 〜５分、昇
温速度１℃／sec 以上の条件で一次焼鈍を実施する工
程、(b'-3)前記焼鈍板に圧下率50〜90％の２次冷間圧延
を実施し、板厚0.20mm以下の冷間圧延鋼板とする工程、
に代えた磁気特性に優れた極薄けい素鋼板の製造方法で
ある。

【００１１】前記課題を解決するための第４の手段は、
前記第１の手段中における(b) に記載の工程を、(b''-
1) 前記熱延鋼板を少なくとも50％以上の窒素を含む還
元性雰囲気で焼鈍温度700 ℃〜950 ℃、保持時間２分以
上の熱延板焼鈍を施す工程、(b''-2) 前記熱延焼鈍板
を、冷間圧延率80% 以上の冷間圧延により板厚0.20mm以
下の冷間圧延鋼板とする工程、に代えた磁気特性に優れ
た極薄けい素鋼板の製造方法である。

【００１２】前記課題を解決するための第５の手段は、
前記第１ないし第４の手段のうち、いずれかの手段にお
ける(c) と(d) の工程の中間に、コロイダルシリカを含
むＰＨ８以上のスラリーを塗布することにより冷間圧延
鋼板の表面に10mg/m² 以上２mg/m² 以下の酸化珪素を付
着させる工程を付加したことを特徴とする磁気特性に優
れた極薄けい素鋼板の製造方法である。

【００１３】前記課題を解決するための第６の手段は、
前記第１ないし第５の手段のうち、いずれかの手段によ
って製造される磁気特性に優れた極薄けい素鋼板であ
る。

【００１４】以下、発明に至った経緯と発明の詳細を述
べる。本発明者らは、脱炭焼鈍および高温長時間の焼鈍
を施さずに、0.2mm 以下の板厚で｛110｝<001>面方位が
安定的に２次再結晶し、これによって磁気特性の優れた
けい素鋼板が製造可能となるような鋼板の組成およびそ
の製造方法を見出すべく実験・研究を行った。その結
果、下記の様な知見を得たのである。

【００１５】１）特開昭62-83421号公報および特開平1-
212721号公報に示されるような、通常の0.3mm の厚さの
鋼板を２次再結晶させる場合と比べて、本発明が対象と
する板厚0.2mm 以下の極薄鋼板の場合、１次および２次
再結晶を発現させる焼鈍工程における雰囲気からの窒化
の影響が極めて大きく、新たな問題を引き起こすこと。
たとえば特開昭62-83421号公報の実施例中の表２におけ
るＹ鋼相当の組成では、インヒビタとしてのＡｌＮが多
くなりすぎるうえに、その分布が不適当となり、その結
果、２次再結晶が生じないこと。

【００１６】２）このような過剰なＡｌＮの形成を防ぐ
ために、同一の組成で、焼鈍雰囲気の窒素分圧を低減さ
せたり、焼鈍温度を低下させる検討を行ったが、0.2mm
以下の板厚の場合には、表面からの窒素の脱出も同時に
おこるため、鋼中の主要なインヒビタとなるＡｌＮの２
次再結晶を発現させるために有効な量および形態の制御
が極めて困難であること。

【００１７】３）２次再結晶を発現させるために、焼鈍
中のＡｌＮの形態、量の変化をみこした組成の最適化お
よび製造プロセスの検討を行ったところ、特定の成分範
囲に組成を限定した場合にインヒビタとなるＡｌＮが２
次再結晶に有効に働くこと。

【００１８】４）さらに、特定の成分範囲に調整された
熱延鋼板を冷間圧延し、１次再結晶を生じさせる為の１
段目の焼鈍、また２次再結晶を進展させる為の２段目の
焼鈍を施したところある程度の２次再結晶が生ずるこ
と。冷間圧延は中間焼鈍を含む３回の圧延でも可能であ
るが、冷間圧延を特定の圧下率とし、窒素を特定量含む
特定条件で中間焼鈍すると２回の冷間圧延で済むこと。
さらに、冷間圧延前に特定の条件で熱延板焼鈍を施し、
冷延圧下率を特定の範囲とすることによって、１回の冷
間圧延でも済むこと。

【００１９】５）ただし、２段目までの焼鈍では、２次
再結晶粒の被覆率が、最大でも約80％程度であり、残り
の20％程度は、２次再結晶粒に食い残された板厚程度の
粒径の領域となること。このような細粒部は、貫通粒と
なっているため、結晶粒の曲率に反比例する粒界エネル
ギが十分ではなく、長時間焼鈍しても殆ど２次再結晶粒
に蚕食されず、磁気特性的にも不充分であること。

【００２０】６）このような細粒部を２次再結晶粒に蚕
食させるため、結晶粒径に依存せず、｛１１０｝面が優
先的に成長する表面エネルギを２次再結晶粒の進展のた
めの駆動力として用いると２次再結晶の被覆率が90％を
越えること。

【００２１】７）そうして得られたけい素鋼板は極めて
良好な磁気特性を示すこと。

【００２２】８）なお、特開平５-186829 号公報に示さ
れている、表面エネルギ法のみでGoss粒を異常粒成長さ
せる方法は、本発明鋼のようにＳが0.0020wt％以上含有
されている鋼では、粒成長性がきわめて低下するため、
900 ℃以上1300℃以下、10分間の焼鈍でのGoss粒の被覆
率は最大でも40％程度であり、不満足な結果となるこ
と。

【００２３】そこで上記知見をもとにさらに検討を進
め、本発明を完成したのである。まず、本発明におい
て、熱延鋼板の化学成分および製造方法を限定した理由
について説明する。

【００２４】Ｃ：インヒビタ法では、Ｃによる組織およ
び集合組織制御を行なうが、前述した本発明ではそうし
たことを行わないため、積極的なＣの添加を行う必要は
ない。むしろ、Ｃは0.01wt％をこえると磁気特性や加工
性を著しく低下させる。このため、Ｃは0.01wt％以下、
好ましくは0.005wt ％以下とする。

【００２５】Ｓｉ：Ｓｉは、磁気特性や相変態を通じた
組織および集合組織制御を行うために極めて重要であ
る。Ｓｉが2.5wt ％を下回ると、最終焼鈍の３段目の焼
鈍において、高温における相変態にともなう組織および
集合組織の変化が著しく、所定の特性を有する鋼板を製
造することが困難となる。また、Ｓｉが７wt％よりも高
い場合には加工性が著しく低下する。従って、Ｓｉは2.
5wt ％以上7wt ％以下とする。ただし加工性の点からＳ
ｉのより好ましい範囲を述べると４wt％以下である。

【００２６】Ｍｎ：Ｍｎは、ＭｎＳの形成のために極め
て重要である。このＭｎＳはＡｌＮインヒビタの析出の
核となり、またＡｌＮの固溶を遅らせる働きを有する。
ただし、0.12wt％を越えて過剰に含まれる場合は、その
完全固溶のために1250℃以上の著しい高温でのスラブ加
熱が必要となる。一方、0.005wt ％未満では、このよう
な働きは認められず、２次再結晶が不完全となる。この
ため、Ｍｎは0.005wt％以上0.12wt％以下である必要が
ある。

【００２７】Ｐ：Ｐは粒成長速度および、加工性を低下
させるために有害である。このため、0.02wt％以下とす
る。

【００２８】Ｓ：Ｓは、ＭｎＳの形成のためにＭｎと同
様に極めて重要である。このためには、Ｓは0.002wt ％
以上含有されなければならない。一方、0.005wt ％を越
えて含有された場合には、著しく粒成長速度を低下させ
るため、３段目の焼鈍において所定の時間内で２次再結
晶を完了させることが困難となる。従って、Ｓは0.002w
t ％以上0.005wt ％以下とする。

【００２９】sol.Ａｌ：sol.Ａｌは、インヒビタとなる
ＡｌＮ形成のために極めて重要である。sol.Ａｌが、0.
0015wt％未満の場合は、インヒビタとしてのＡｌＮが不
足しマトリックス粒の粗大化が生じてしまうために、２
次再結晶が困難となる。一方0.006wt ％をこえると、焼
鈍中の吸窒のためにインヒビタとしてのＡｌＮが多くな
りすぎるうえに、不適当な分布となり、その結果とし
て、２次再結晶が生じないまたは部分的に２次再結晶粒
が形成されるものの極めて低い被覆率となる。さらに、
このようなＡｌは、高温での粒成長性を著しく低下させ
るため、３段目の焼鈍において所定の時間内で２次再結
晶を完了させることが困難となる。従って、鋼中のsol.
Ａｌは0.0015wt％以上0.006wt ％以下とする。

【００３０】Ｎ：ＮもインヒビタとなるＡｌＮ形成のた
めに極めて重要である。Ｎが0.001wt ％未満では、吸窒
が始まるまでの、インヒビタとしてのＡｌＮ量が少なす
ぎるためにマトリックス粒の粗大化し、その結果２次再
結晶が困難となる。一方、0.008wt ％をこえるとスラブ
加熱中に析出したＡｌＮが、熱間圧延の再加熱時にも一
部未固溶のまま残留する。これらは熱延中に粗大化し、
その結果、ＡｌＮの分布形態が変化し、２次再結晶が生
じにくくなる。このため、Ｎは0.001wt ％以上0.008wt
％以下必要である。

【００３１】Ｔｉ、Ｎｂ：鋼中に不純物として含まれる
Ｔｉ、Ｎｂは、極めて安定な窒化物を形成するため、Ａ
ｌＮによる２次再結晶挙動を阻害する。このような影響
を避けるために、Ｔｉ＋Ｎｂ量を0.003wt ％以下とす
る。

【００３２】続いて製造方法について述べる。 １）熱延板焼鈍及び冷間圧延 （イ）第１の方法では、熱延板焼鈍を行わず、冷間圧延
は中間焼鈍をはさむ３回の冷間圧延とする。冷間圧延は
常法に従って行われるが、後述するように特別な方法を
とらないかぎり、３回未満では最終焼鈍の際の結晶粒の
選択的粒成長による２次再結晶粒の成長に好ましい集合
組織が適切に形成されず、最終焼鈍後に十分成長した２
次再結晶粒が得られない。またおのおのの冷間圧延での
圧延率は20％以上が好ましい。

【００３３】中間焼鈍の条件として、軟化を完全におこ
させるために、再結晶温度である700 ℃以上、結晶粒の
粗大化による冷間圧延鋼板の形状不良を避けるため1000
℃以下とする。また、保持時間は再結晶を十分に生じさ
せるため0.5 分以上必要である。さらに、これらの中間
焼鈍においては、焼鈍過程における析出物の粗大化を避
けるために、0.5 ℃/sec以上の加熱速度、10分以内の保
持時間とすることが好ましい。

【００３４】焼鈍雰囲気は常法でよい。ただし極端な酸
化を防止するため非酸化性の雰囲気とする。具体的には
Ar, Heなどの不活性ガスおよび窒素、水素などの単独ま
たは混合雰囲気とする。酸素分圧はとくに規定しない。
極端な酸化が防止されればよい。さらに、少なくとも１
回の中間焼鈍の雰囲気を窒素50vol.％以上含む非酸化性
雰囲気にすると磁気特性が向上する。理由は定かではな
いが、インヒビタの形成現象と関係すると思われる。し
たがって、より好ましくは少なくとも１回の中間焼鈍の
雰囲気を窒素50vol.％以上含む非酸化性雰囲気とする。

【００３５】（ロ）第２の方法では、熱延板焼鈍を行わ
ず、中間焼鈍を含む２回の冷間圧延とする。２回の冷間
圧延で済ませる場合には、冷間圧延を特定の圧下率で行
い、かつ窒素を特定量含む特定条件で中間焼鈍を行わな
ければならない。

【００３６】最終焼鈍時に２次再結晶するGoss粒は、元
来熱延鋼板の表層直下にある板厚の約10％の層の熱間圧
延時に形成されたGoss組織が冷間圧延と中間焼鈍の過程
を経て継承されるものである。

【００３７】圧下率が90％を超えると、冷間圧延により
強い変形を受け圧延方向に＜110 ＞方位がそろった組織
が著しく発達する。このような＜110 ＞方位を有する加
工組織は粗大粒１次再結晶粒を形成する。そのため最終
焼鈍の１次再結晶に粗大粒Goss以外の面方位を有する結
晶粒が再結晶し２次再結晶粒のための駆動力が低下す
る。その結果鋼板全面をGoss粒で覆うことが出来なくな
り高い磁気特性を得られない。さらに安定して高い磁気
特性を有する鋼板を得るためには、＜110 ＞方位を有す
る加工組織を発達させないという観点から２次冷間圧延
に関しては圧下率を80％以下とすることが望ましい。

【００３８】１次冷間圧延の圧下率が70％未満であると
熱延鋼板の板厚中央部にある、熱間圧延時に形成された
｛100 ｝＜011 ＞を有する伸張した結晶粒が変形される
ことなくそのまま継承される。その結果、圧下率が90％
を超えた時と同様に、最終焼鈍時にGoss粒以外の粗大粒
が形成され、Goss粒の２次再結晶を阻害する。

【００３９】２次冷間圧延の圧下率が50％未満である
と、歪エネルギーの蓄積が少ないために１次再結晶の核
生成サイトが減少する。その結果、最終焼鈍時の１次再
結晶粒が大きくなり、Goss粒の２次再結晶駆動力となる
粒界エネルギーが減少する。さらに安定して２次再結晶
を発現させるためには、細粒化という観点から圧下率を
60％以上とすることが望ましい。

【００４０】以上の理由から、１次冷間圧延の圧下率を
70〜90％、２次冷間圧延のそれを50〜90％と規定する。
２次冷間圧延の圧下率のより好ましい範囲は60〜80％で
ある。

【００４１】中間焼鈍は50vol.％以上の窒素を含む非酸
化性雰囲気で行なう。雰囲気を窒素雰囲気とすることに
よって、鋼板の窒化と脱窒が同時におこり、その結果Al
N が微細化される。窒素が50vol.％未満であると鋼板の
窒化よりも脱窒が進み、AlNが適正量より減少し、十分
な２次再結晶が進展しない。酸素分圧はとくに規定しな
い。著しい酸化が防止されればそれで足りる。

【００４２】また焼鈍過程における析出物の粗大化を避
けるために、１℃／sec以上の昇温速度で５分以内の保
持とする。ただし0.5 分未満の保持では十分な効果が得
られず、２次再結晶の進展にばらつきが生じる。このた
め昇温速度を１℃／sec 、保持時間を0.5 〜５分と規定
する。

【００４３】さらに焼鈍温度を700 〜950 ℃と規定す
る。焼鈍温度が700 ℃未満では再結晶に伴う軟化および
析出物の形態制御、集合組織制御が不十分となる。一方
950 ℃を超えると析出物の粗大化が始まり、正常粒成長
が進展し再結晶粒も板厚に較べ大きくなる。このため最
終焼鈍時の２次再結晶粒成長が抑制される。

【００４４】（ハ）第３の方法では、熱延板焼鈍を行っ
た後、１回の冷間圧延を行う。熱延板焼鈍は、焼鈍時の
吸窒によってインヒビタ量を適正化するために極めて重
要である。このため、焼鈍雰囲気は、鋼中から窒素が著
しく脱離せず、雰囲気より十分にＮが供給されるような
窒素を含む還元性雰囲気とする。ただし、鋼板の酸化を
防ぐため、１vol.％以上の水素を含むことが好ましい。
また、窒素が50vol.％未満では、鋼中からの窒素の脱離
が顕著となる。このため、窒素の比率は50vol.％以上と
する。

【００４５】さらに、保持温度は、吸N が有効に生じる
ために、700 ℃以上が必要である。ただし、950 ℃をこ
えると、熱延板の組織変化が著しくなり、その結果、望
ましい集合組織を得ることができなくなり、最終焼鈍後
に十分成長した２次再結晶粒が得られない。したがっ
て、700 ℃以上950 ℃以下が望ましい。

【００４６】さらにまた、保持時間は、２次再結晶を安
定的に発現させる吸Ｎが生じるために２分以上必要であ
る。このため保持時間を２分以上とする。ただし10時間
超では効果が飽和するため、経済面からは10時間以内と
することが好ましい。

【００４７】冷間圧延は、中間焼鈍をはさまない１回の
冷間圧延とする。冷間圧延は常法に従って行われるが冷
間圧延率が80％未満では最終焼鈍の際の結晶粒の選択的
粒成長による２次再結晶粒の成長に好ましい集合組織が
適切に形成されず、最終焼鈍後に十分成長した２次再結
晶粒が得られない。よって、80％以上の冷間圧下率とす
る。

【００４８】２）冷間圧延後の焼鈍 安定した２次再結晶を発現させ、なおかつこの２次再結
晶粒の被覆率が90％以上となるためには、インヒビタと
なるＡｌＮの焼鈍中の最適な形態、分量を制御しなくて
はならない。これを実現するのが、冷間圧延後の３回の
焼鈍である。

【００４９】○１段目の焼鈍：１段目の焼鈍は、材料の
再結晶と、析出物の形態の調整の為に行う。焼鈍温度
が、700℃未満では、材料が完全に再結晶せず、その結
果、引き続く２段焼鈍での２次再結晶が不安定となる。
一方、1000℃超の場合には、正常粒成長している結晶粒
が粗大化し始め、引き続く２段焼鈍での２次再結晶が生
じない。このため焼鈍温度は700 〜1000℃とする。

【００５０】また、昇温速度が１℃/sec未満の場合、
｛110 ｝<001> 面方位以外の面方位の粒成長を十分に抑
止することができず、その結果、｛110 ｝<001> 面方位
の２次再結晶を選択的に起こすことが難しくなる。その
ため昇温速度を１℃/sec以上とする。

【００５１】さらに、焼鈍雰囲気は、鋼中から窒素が著
しく脱離せず、雰囲気より十分にＮが供給されるような
窒素を含む還元性雰囲気とする。ただし、鋼板の酸化を
防ぐため、１vol.％以上の水素を含むことが好ましい。
また、窒素が50vol.％未満では、鋼中からの窒素の脱離
が顕著となる。このため、窒素の比率は50vol.％以上と
する。

【００５２】さらにまた、保持時間は、引き続く２段焼
鈍での２次再結晶を安定的に発現させるために30秒以上
必要である。したがって保持時間を30秒以上とする。た
だし30分超では効果が飽和するため、経済面からは30分
以内とすることが好ましい。。

【００５３】○２段目の焼鈍：２段目の焼鈍は、２次再
結晶の発現と進展のために重要である。

【００５４】加熱保持温度が、1000℃をこえると、正常
粒成長している結晶粒が粗大化し、その結果２次再結晶
を生じない。一方、700 ℃未満では、２次再結晶の核と
なる粗大粒の粒成長速度が著しく遅いため、極めて長時
間保持しても２次再結晶が進展しない。そのため加熱保
持温度を700 ℃以上1000℃以下とする。

【００５５】昇温速度はとくに規定しない。工業的に可
能な速度で十分である。また、焼鈍雰囲気は、１段目の
焼鈍条件と同様に鋼中から窒素が著しく脱離せず、雰囲
気より十分にＮが供給されるような窒素を含む還元性ガ
ス雰囲気とする。ただし、鋼板の酸化を防ぐため、１vo
l.％以上の水素を含むことが好ましい。また、窒素が50
vol.％未満では、鋼中からの窒素の脱離が顕著となる。
このため、窒素の比率を50vol.％以上とする。

【００５６】保持時間は２次再結晶を行なわせるために
十分な時間が必要であり、３時間以上とする。一方20時
間をこえても、２次再結晶粒の被覆率において殆ど変化
が見られないため、経済面から20時間以内とすることが
好ましい。

【００５７】○３段目の焼鈍：３段目の焼鈍は、２次再
結晶粒で鋼板表面を90％以上被覆するために必要な焼鈍
である。

【００５８】２段目までの焼鈍では、２次再結晶粒の被
覆率は、最大でも80％程度であり、残りの20％程度は、
２次再結晶粒に食い残された板厚程度の粒径の領域とな
る。このような、細粒部は、貫通粒となっているため、
結晶粒の曲率に反比例する粒界エネルギが不十分であ
り、長時間焼鈍しても殆ど２次再結晶粒に蚕食されず、
磁気特性的にも不充分である。

【００５９】このため、３段目においては、非酸化囲気
中で焼鈍を施すことによって｛１１０｝面が優先的に成
長する表面エネルギを２次再結晶の駆動力として用い細
粒部を２次再結晶粒に蚕食させることを狙いとする。た
だし、この場合、加熱温度は表面エネルギを働かせるた
めに、900 ℃以上が必要である。また、1300℃以上に加
熱した場合には、鋼板のクリープ等によって安定して鋼
板を焼鈍することが困難である。また、いずれの温度に
おいても保持時間は30秒以上必要であり、一方30分でそ
の効果が飽和する。従って、加熱の温度範囲は900 ℃以
上1300℃以下、保持時間は30秒以上、好ましくは30分以
下とする。また、その雰囲気は、還元性雰囲気もしくは
酸素分圧が0.5Pa 以下で実質的に窒素を含まない非酸化
雰囲気または酸素分圧が0.5Pa以下の真空中とする。窒
素が雰囲気に含まれると、鋼中に窒素が残留して磁気特
性を劣化させるためである。

【００６０】３）スラリーの塗布 前記冷間圧延後の焼鈍の内、第２段目の焼鈍は700 〜10
00℃の高温において３時間以上の長時間に亘って行う必
要がある。ところが、当該処理を積層した冷延鋼板に施
すと、鋼板同志が焼き付く恐れがある。そこで、0.2mm
以下の板厚の珪素鋼板において、当該焼鈍条件の下で、
鋼板の窒化を妨げることなく焼き付きが防止でき、さら
に引き続く高温の焼鈍において表面エネルギを駆動力と
した異常粒成長性に影響を与えない経済的な焼鈍分離方
法を検討した。その結果、 （イ）焼鈍分離材として、鋼板表面と反応の少ない酸化
物を付着させるのがよい （ロ）この酸化物は、コイリングで剥離しない程度の鋼
板との密着性を持つ必要がある （ハ）この酸化物は、鋼板の窒化のために通気性の良好
な皮膜を形成する必要がある という知見を得た。

【００６１】この知見を基に検討を行った結果、第１段
目の焼鈍の後に、コロイダルシリカを含むＰＨ８以上の
スラリーを塗布することにより冷間圧延鋼板の表面に10
mg/m ² 以上２g/m²以下の酸化珪素を付着させる工程を付
加することで、前記目的を達成できることを見出した。

【００６２】付着させる酸化珪素の量は10mg/m² 未満で
は不十分であり、焼鈍時に部分的な焼き付きを起こして
しまう。一方、２g/m²を越えると、焼鈍分離性は充分で
あるものの、窒素の通気性が不十分となるために鋼板が
充分に窒化されず、２次結晶粒で全面を被覆することが
できない。従って、付着させる酸化珪素の量は、10mg/m
² 以上２g/m²以下とする。

【００６３】また、酸化珪素を付着させる方法として
は、コロイダルシリカを含むスラリーを塗布する方法に
よる必要がある。スラリー塗布方法の例としては、コー
タ、ディップ、スプレー法等の公知の方法を使用するこ
とができる。コロイダルシリカを含むスラリーを塗布す
る方法が何故有効かについては、まだ充分に解明されて
いないが、発明者等は以下のように考えている。

【００６４】即ち、このような方法を用いると、シリカ
の凝集力が弱いため、その皮膜は約100 ナノメータ程度
の直径のシリカのクラスタが鋼板表面に散在するような
構造となる。このため、クラスタの存在しない領域を通
して自由に窒素ガスが鋼板と接触できる。また、シリカ
のクラスタがスペーサの役割を果たして鋼板同志の接触
を防ぎ、鋼板の分離性を高めている。

【００６５】スラリーのＰＨを８以上とするのは、冷間
圧延板が酸化しないようにするためである。

【００６６】

【実施例】

（実施例１）表１に示される鋼種を真空溶解し、30mmま
でスラブ圧延を行った後に、1150℃加熱にて2.5mm まで
熱間圧延を施した。つづいて、これを酸洗してから表
２、表３、表４に示される工程、表５、表６、表７に示
される工程、及び表８、表９及び表10に示される工程で
最終焼鈍までを行い、得られた薄鋼板の組織として板厚
の10倍以上の粒径を有する結晶粒の被覆率と圧延方向の
磁束密度B8[T] 、 保持力Hc[A/m] を測定した。この結果
を、表２〜表10に示す。これら表からも明らかなよう
に、本発明の成分範囲でなおかつ本発明の製造方法を施
した場合にのみ、板厚の10倍以上の結晶粒径を有する粗
大粒が90％以上を被覆する磁気特性に優れた極薄けい素
鋼板を得ることができた。

【００６７】

【表１】

【００６８】

【表２】

【００６９】

【表３】

【００７０】

【表４】

【００７１】

【表５】

【００７２】

【表６】

【００７３】

【表７】

【００７４】

【表８】

【００７５】

【表９】

【００７６】

【表１０】

【００７７】（実施例２）表11に示される鋼種を真空溶
解し、30mmまでスラブ圧延を行った後に、1150℃加熱に
て2.5mm まで熱間圧延を施した。つづいて、これを酸洗
してから以下の工程で冷間圧延板を製造した。

【００７８】１回目の冷間圧延： 2.5mm から0.3mm ま
で圧下 中間焼鈍： 昇温速度３℃／sec 、100%N₂雰囲気中で、
900 ℃に２分間保持 ２回目の冷間圧延： 0.3mm から0.1mm まで圧下 その後、この冷間圧延板に以下の条件で３段の焼鈍を施
した。

【００７９】１段目の焼鈍： 昇温速度３℃／sec 、95
%N₂-5%H₂雰囲気中で、900 ℃に２分間保持 ２段目の焼鈍： 95%N₂-5%H₂雰囲気中で、900 ℃に15時
間保持 ３段目の焼鈍： 昇温速度３℃／sec 、100%H₂雰囲気中
で、1200℃に10分間保持 ここで、１段目の焼鈍後に、表12に示す条件でコロイダ
ルシリカをロールコータ法で鋼板表面に塗布し、乾燥後
に鋼板を積層して２段目の焼鈍を行った。さらに２段目
の焼鈍後に剥離性を調査した。さらに、剥離性の良好な
ものについて、アルカリ洗浄を行った後に３段目の焼鈍
を施し、得られた薄鋼板の組織として板厚の10倍以上の
粒径を有する結晶粒の被覆率と圧延方向の磁束密度B8
[T] 、 保持力Hc[A/m] を測定した。

【００８０】この結果を表12に示す。表12から明らかな
ように、酸化珪素の付着量とスラリーのＰＨ値が本発明
の範囲にある場合にのみ、２段目焼鈍後の剥離性が良
く、かつ板厚の10倍以上の粒径を有する粗大粒が90％以
上を被覆する磁気特性に優れた極薄珪素鋼板を得ること
ができた。

【００８１】

【表１１】

【００８２】

【表１２】

【００８３】

【発明の効果】本発明によってインヒビターと表面エネ
ルギーを併用することにより、２次再結晶粒が鋼板表面
の面積率で90％以上の極薄珪素鋼板を、工業的に安定し
て得ることが可能となった。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (31)優先権主張番号 特願平7−256375 (32)優先日 平成７年10月３日(1995．10．3) (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (72)発明者 田中 靖 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 (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 (56)参考文献 特開 平10−121137（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−197126（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−207219（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/12 C22C 38/00 303 C22C 38/06

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 (a) 重量％で、Ｃ：0.01％以下、Ｓｉ：
   2.5 ％以上７％以下、Ｍｎ：0.005 ％以上0.12％以下、
   Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.002 ％以上0.005 ％以下、sol.
   Ａｌ：0.0015％以上0.006 ％以下、Ｎ：0.001 ％以上0.
   008 ％以下を含み、不純物としてのＴｉ＋Ｎｂが0.003
   ％以下である熱延鋼板を準備する工程、(b) 前記熱延鋼
   板を脱スケール後、焼鈍温度700 ℃〜950 ℃、保持時間
   30sec 以上の中間焼鈍を含む３回の冷間圧延により板厚
   0.20mm以下の冷間圧延鋼板とする工程、(c) 前記冷間圧
   延鋼板を、窒素50vol.％以上含む還元性雰囲気におい
   て、１℃/sec以上の昇温速度で700 ℃以上1000℃以下の
   所定温度まで加熱し、該温度に30秒以上保持する１段目
   の焼鈍工程、(d) 引き続き前記冷間圧延鋼板を、窒素50
   vol.％以上含む還元性雰囲気において、700 ℃以上1000
   ℃以下の所定温度に３時間以上保持する２段目の焼鈍工
   程、(e) さらに、窒素を含まない還元性雰囲気もしくは
   酸素分圧が0.5Pa 以下で実質的に窒素を含まない非酸化
   性雰囲気または酸素分圧が0.5Pa 以下の真空中におい
   て、900 ℃以上1300℃以下の範囲の所定温度で30秒以上
   の保持を行う３段目の焼鈍工程を含む磁気特性に優れた
   極薄けい素鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 中間焼鈍の内、少なくとも１回の中間焼
   鈍の雰囲気を窒素50vol.％以上含む非酸化性雰囲気とす
   ることを特徴とする請求項１記載の磁気特性に優れた極
   薄けい素鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 請求項１に記載の磁気特性に優れた極薄
   けい素鋼板の製造方法のうち、(b) に記載の工程を、
   (b'-1)前記熱延鋼板を脱スケール後、圧下率70〜90％の
   一次冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする工程、(b'-2)
   前記冷間圧延鋼板を、窒素50vol.％以上を含む非酸化性
   雰囲気下、焼鈍温度700 ℃〜950 ℃、保持時間0.5 〜５
   分、昇温速度１℃／sec 以上の条件で一次焼鈍を実施す
   る工程、(b'-3)前記焼鈍板に圧下率50〜90％の２次冷間
   圧延を実施し、板厚0.20mm以下の冷間圧延鋼板とする工
   程、に代えた磁気特性に優れた極薄けい素鋼板の製造方
   法。
4. 【請求項４】 請求項１に記載の磁気特性に優れた極薄
   けい素鋼板の製造方法のうち、(b) に記載の工程を、
   (b''-1) 前記熱延鋼板を少なくとも50％以上の窒素を含
   む還元性雰囲気で焼鈍温度700 ℃〜950 ℃、保持時間２
   分以上の熱延板焼鈍を施す工程、(b''-2) 前記熱延焼鈍
   板を、冷間圧延率80% 以上の冷間圧延により板厚0.20mm
   以下の冷間圧延鋼板とする工程、に代えた磁気特性に優
   れた極薄けい素鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 請求項１ないし請求項４のいずれか１項
   に記載の磁気特性に優れた極薄けい素鋼板の製造方法に
   おいて、(c) と(d) の工程の中間に、コロイダルシリカ
   を含むＰＨ８以上のスラリーを塗布することにより冷間
   圧延鋼板の表面に10mg/m² 以上２g/m²以下の酸化珪素を
   付着させる工程を付加したことを特徴とする磁気特性に
   優れた極薄けい素鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項１ないし請求項５のいずれか１項
   に記載の製法によって製造される磁気特性に優れた極薄
   けい素鋼板。