(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．２％以下、Ｓｉ：２．４％以上、４．０％以下、Ｍｎ：０．２％以上、２．０％以下、Ｃr ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｃu ：０．０１％以上、０．１０％以下を含有し、残部がＦe および不可避的不純物からなる鋼に熱間圧延と冷間圧延を施し、得られた鋼板と鋼板の間に、脱炭を促進する物質を含有する焼鈍分離材、もしくは脱炭を促進する物質と脱Ｍn を促進する物質とを含有する焼鈍分離材を介在させて、減圧雰囲気下で８５０℃以上の温度域で焼鈍する最終焼鈍を施す二方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気特性に優れた二方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来より電動機、発電機、変圧器などの磁心材料に用いられる電磁鋼板には、交流磁界中で磁気エネルギ損失が少なく、高い磁束密度が得られるという優れた磁気特性が求められてきた。このような特性を得るには、鋼板の電気抵抗を高め、鋼板の集合組織を磁化容易方向である体心立方格子の<001> 軸が使用磁界方向に集積したものとすることが有効とされている。
【０００３】
図１は電磁鋼板の集合組織を説明するための結晶組織の模式図であり、図１(a) は[110] 面が板面に平行で、<001> 軸が圧延方向に集積した組織、図１(b) は[100] 面が板面に平行で、<001> 軸が板面内に特定の方向性を持たない組織、図１(c) は[100] 面が板面に平行で、<001> 軸が板面内の２方向、例えば図１（ｃ）に示すように圧延方向と幅方向に集積した組織である。
【０００４】
図１(a) に示す集合組織を備えた電磁鋼板は一方向性電磁鋼板と称され、巻き鉄心のように、圧延方向のみに磁束が流れる用途に適する。図１(b) に示す集合組織を備えた電磁鋼板は、回転機の鉄心のように板面内の様々な方向に磁束が流れる用途に好適である。図１(c) に示す集合組織を備えた電磁鋼板は、巻き鉄心に加え、積み鉄心のように、圧延方向と板幅方向の互いに直交する二方向に磁束が流れる用途に好適であり、二方向性電磁鋼板と称される。
【０００５】
磁気特性に優れた二方向性電磁鋼板およびその製造方法がこれまでに幾つか開示されている。
特開平０７−１７３５４２号公報には、質量％で（以下、化学組成を表す％表示は質量％を意味する）、Ｃ：１％以下、Ｓi ：０．２〜６．５％、Ｍn ：０．０５〜５％を含有する冷間圧延珪素鋼板に、脱炭を促進する物質を含有する焼鈍分離材、または脱炭を促進する物質と脱マンガンを促進する物質とを含有する焼鈍分離材を鋼板間に介在させて焼鈍し、脱炭または脱炭と脱Ｍn とをおこなわせる最終焼鈍を施すことを特徴とする珪素鋼板の製造方法が提案されている。
【０００６】
上記方法においては、最終焼鈍時の脱炭に伴うγ→α変態の際に、表面エネルギ的に安定な[100] 面を鋼板面に平行に有する再結晶粒を、他の方位を有する再結晶粒に優先して、選択的に成長させることができる。また、最終焼鈍時に鋼板表面からのＭn の昇華を促進させることでも、鋼板表層でのγ→α変態を促進し、鋼板面に平行な[100] 面の集合組織の発達を促進させることができる。上記のような焼鈍分離材を用いて脱炭焼鈍して鋼板面に平行な[100] 面の集合組織を発達させる方法を、以下ではＭＲＤ法［Ｍanganese Ｒemoval Ｄecarburization Ｐrocess］と称する。
【０００７】
特開平９−２０９６６号公報では、前記ＭＲＤ法により製造される電磁鋼板であって、Ｍn 濃度が鋼板表面に向かって減少する脱Ｍn 層を有し、表面部のＭn 濃度と板厚中心部のＭn 濃度の比が０．９０以下、かつ前記脱Ｍn 層の厚さ方向におけるＭn 濃度減少割合の最大値が０．０５質量％／μm 以下の時に、あるいはさらに、平均結晶粒径が板厚の０．２５〜１０倍であるときに、磁気特性と打ち抜き性に優れた電磁鋼板が得られることが示されている。同公報には、最終焼鈍に供される鋼板に対して、冷間圧延の途中で予め中間的な焼鈍（以下、「中間焼鈍」と記す）を挟む複数回の冷間圧延を施しておくことで、板面内の<001> 軸が圧延方向と幅方向に配向した二方向性電磁鋼板が得られることも示されている。
【０００８】
再公表特許ＷＯ９８／２０１７９号公報には、Ｃ含有量が０．００５％以下、Ｓi とＭn の含有量が特定の関係式を満足し、かつＭn 含有量が０％以上で、板面平行断面における平均結晶粒径（Ｘ）が板厚の１〜８倍であり、かつ全結晶粒の６０％以上がＸ／３から３Ｘの間にある結晶粒径を備える二方向性電磁鋼板が提案されている。また、結晶方位差が[100]<001>の立方体方位から±１５°以内にある結晶粒の面積率が７０％以上である二方向性電磁鋼板も提案されている。
【０００９】
さらに上記公報には、Ｃを０．０２〜０．２％、Ｓi とＭn の含有量が特定の関係式を満足し、かつＭn 含有量が０．１％以上である鋼を熱間圧延し、１回以上の中間焼鈍を含む冷間圧延を施した冷間圧延鋼板に、焼鈍分離材を用いて減圧雰囲気下で最終焼鈍を施すＭＲＤ法による上記鋼板の製造方法も提案されている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
従来のＭＲＤ法により得られる電磁鋼板は、良好な磁気特性を有するが、最近のエネルギ効率向上ニーズの高まりとともに、従来以上に優れた磁気特性を有する電磁鋼板が求められるようになってきた。本発明はこの要望に応えるべくなされたものであり、その目的とするところは、従来材以上に安定して優れた磁気特性を備えた二方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
従来のＭＲＤ法により製造された電磁鋼板においては、例えば、再公表特許ＷＯ９８／２０１７９号公報に記載されているように、最終焼鈍前の冷延鋼板（以下、単に「母材鋼板」とも記す）に含有されるＳi 、Ｍn およびＣ以外の元素は不可避的不純物として考えられており、電磁鋼板の磁気特性などを損なうので、できるだけ少ない方が望ましい、とされている。
【００１２】
本発明者らは、ＭＲＤ法により製造される二方向性電磁鋼板の磁気特性に及ぼす化学組成の影響について詳細な研究を重ねた結果、上記方法による二方向性電磁鋼板のさらなる磁気特性向上には、従来不可避的不純物とされてきたＣu およびＣr を適量含有させることが重要であることを知った。
【００１３】
Ｃu はＦe に対する固溶度が小さいため、Ｆe 中ではε-Ｃuとして微細に析出する。この微細な析出物は、再結晶粒の成長を阻害するうえ、非磁性相粒子の分散による最終製品の磁気特性の劣化の原因ともなる。また、スラブ加熱時に表面直下に濃縮して融液となって粒界に浸透し、粒界破壊を生じて表面を損なうことも知られている。このため、従来のＭＲＤ法においては、Ｃu の含有量の上限は０．５％とされてきた。
【００１４】
また、Ｃr は炭化物生成能が高く、Ｍ23Ｃ6 、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ2などで表される炭化物を形成し易く、粒界に優先析出して、再結晶粒成長を阻害する。さらにＣr はセメンタイトによく固溶し、(Ｆe、Ｃr)3Ｃを形成してセメンタイトを安定化することでも、昇温過程での一次再結晶の進行を阻害する。従来技術においては、これらの不都合を避けるために、Ｃr の含有量を１％以下にすればよい、としてきた。
【００１５】
しかしながら本願発明者らがＭＲＤ法による集合組織形成に及ぼすＣu およびＣr の影響をより詳細に調査したところ、Ｃu およびＣr 含有量の従来の許容上限では磁束密度は必ずしも良好でない場合があり、良好な磁束密度を安定して得るには、Ｃu とＣr の含有量は共に０．１０％以下とするのが重要であることを知った。
【００１６】
さらにその限界について研究を重ねた結果、良好な磁束密度を安定して得るには、これらの含有量を共に０．０１％以上とするのが望ましいことも知った。
微量のＣu およびＣr を含有させることにより、磁束密度を改善できる理由は、現時点では完全には明らかではないが、以下のように推測される。
【００１７】
αＦe へのＣu の固溶度から判断して、０．０１％〜０．１０％程度のＣu は中間焼鈍温度域や最終脱炭焼鈍温度域では鋼に完全に固溶していると考えられる。このＣu は、その後の冷却過程で過飽和となった場合、準安定な体心立方構造の微細粒子となって転位線に優先析出する。また、固溶状態のＣu 原子が圧延加工時の転位の易動度を変化させる。これらの作用を通じてＣu 原子が圧延変形中の転位の運動に影響を及ぼし、集合組織形成に何らかの影響を及ぼしていることが考えられる。
【００１８】
また、Ｃr は鋼の焼入れ性を向上させる作用があり、これを含有させることにより、中間焼鈍時の冷却過程などにおいて焼入れ性を向上させてパーライトの生成を抑制する効果が得られるものと考えられる。
【００１９】
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法にある。
【００２０】
（１）質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．２％以下、Ｓｉ：２．４％以上、４．０％以下、Ｍｎ：０．２％以上、２．０％以下、Ｃr ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｃu ：０．０１％以上、０．１０％以下を含有し、残部がＦe および不可避的不純物からなる鋼に熱間圧延と冷間圧延を施し、得られた鋼板と鋼板の間に、脱炭を促進する物質を含有する焼鈍分離材、もしくは脱炭を促進する物質と脱Ｍn を促進する物質とを含有する焼鈍分離材を介在させて、減圧雰囲気下で８５０℃以上の温度域で焼鈍する最終焼鈍を施す二方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明の実施の形態を詳細に述べる。
鋼の化学組成；
Ｃ：Ｃは電磁鋼板の磁気特性を大きく劣化させるので、最終製品のＣ含有量は少ないほどよいが、過度にＣ含有量を低く制限するとコストが高くなるので、最終製品のＣ含有量は０．００５％以下とする。
【００２２】
本発明の二方向性電磁鋼板は製造時の最終焼鈍において、脱炭に伴う（α＋γ）→αとなる相変態を利用した集合組織制御をおこなうため、最終焼鈍前の冷延鋼板のＣ含有量は０．０２％以上とする。最終焼鈍前の冷延鋼板のＣ含有量が０．０２％に満たない場合には、最終焼鈍時に脱炭する前から全てα単相組織となっている場合があり、変態を活用した集合組織形成ができない。他方最終焼鈍前の冷延鋼板のＣ含有量が０．２％を超えると最終焼鈍時の脱炭に長時間を要するうえ、圧延加工が困難になるので、最終焼鈍前の冷延鋼板のＣ含有量の上限は０．２％とする。
【００２３】
Ｓi ：Ｓi には鋼の電気抵抗を高めて鉄損を減少させる作用がある。また、Ｓi はフェライト生成元素であり、Ｓi を含有させると高温域での鋼の結晶組織をα相組織とすることができる。ＭＲＤ法による[100] 面方位の形成にはα＋γ域での高温処理が必要である。脱炭により容易にα単相組織とするために、最終焼鈍前の冷延鋼板のＳi 含有量は２．４％以上とする。他方、Ｓi を過度に含有させると鋼が脆くなり、変形抵抗も増して圧延が困難となる。また、得られる磁束密度も低下する。このため鋼のＳi 含有量は４．０％以下とする。Ｓi 含有量は圧延や焼鈍で殆ど変化しないので最終製品のＳi 含有量は上記と同様である。
【００２４】
Ｍn ：Ｍn には鋼の電気抵抗を高めて鉄損を減少させる作用がある。このため、最終製品のＭn 含有量は０．１％以上とする。
本発明の二方向性電磁鋼板は製造時の最終焼鈍において、脱炭と平行して脱Ｍn をおこなわせることにより、好ましい方位をより一層効果的に発達させることができる。このような効果を得るためには、最終焼鈍前の冷延鋼板のＭn 含有量は０．２％以上、望ましくは０．３％以上とするのがよい。
【００２５】
Ｍn はオーステナイト生成元素であるので、２．０％を超えて含有させると、脱炭に伴う（α＋γ）→α相変態において、安定化されたγ相が残留γ相となって残存し、α単相が生成されない。残留γ相は非磁性であり、最終製品に残存すると、著しく磁気特性を劣化させる。これを避けるために最終焼鈍前の冷延鋼板のＭn 含有量は２．０％以下とする。最終製品のＭn 含有量の上限も２．０％である。最終焼鈍前の冷延鋼板のＭn 含有量は望ましくは１．５％以下とする。
【００２６】
Ｃr ：Ｃr はＭＲＤ法による二方向性電磁鋼板の集合組織を強める作用がある。これを利用して最終製品の磁束密度を高くするために、最終焼鈍前の冷延鋼板のＣr 含有量を０．０１％以上とする。望ましくは０．０２％以上である。他方、Ｃr 炭化物が粒界に析出すると最終焼鈍時の再結晶粒成長を阻害し、良好な再結晶集合組織の形成を阻害する。これを避けるために、最終焼鈍前の冷延鋼板のＣr 含有量は０．１０％以下とする。望ましくは０．０５％以下である。Ｃr 含有量は圧延や焼鈍で変化しないので最終製品のＣr 含有量は上記と同一である。
【００２７】
Ｃu ：Ｃu はＭＲＤ法による二方向性電磁鋼板の集合組織を強める作用がある。これを利用して最終製品の磁束密度を高くするために、最終焼鈍前の冷延鋼板のＣu 含有量を０．０１％以上とする。望ましくは０．０２％以上である。他方、Ｃu を過剰に含有させるとε-Ｃuとして鋼中に微細に析出し、再結晶粒成長を阻害するうえ、非磁性相粒子が分散することで、最終製品の磁気特性の劣化を引き起こす。これを避けるために、最終焼鈍前の冷延鋼板のＣu 含有量は０．１０％以下とする。望ましくは０．０５％以下である。Ｃu 含有量は圧延や焼鈍で変化しないので最終製品のＣu 含有量は上記と同一である。
【００２８】
上記以外はＦe および不可避的不純物である。
製造方法：本発明の二方向性電磁鋼板は公知のＭＲＤ法により製造することができる。その条件は特に限定するものではないが、好適な製造方法の例を以下に説明する。
【００２９】
課題を解決する手段の（２）に記載の化学組成を有する鋼を、分塊圧延するか連続鋳造してスラブとするか、あるいは連続鋳造して薄鋳片とするなど、公知の方法で熱間圧延用素材とする。上記化学組成を備える鋼は、７５０〜１０００℃の温度範囲では（α＋γ）からなる二相組織となり、通常の熱間圧延終了温度域は二相域となる。成分の組み合わせによっては、より高温でも二相状態になる。圧延温度がα域またはα＋γ二相域である場合には、熱間圧延により圧延集合組織が顕著に形成される。したがって、本発明の鋼においては、特に圧延温度範囲など特定の条件を設定しなくても、熱間圧延による集合組織の形成が可能である。
【００３０】
熱間圧延後、冷間圧延工程の前に熱延板焼鈍を施しても構わない。次いで表面スケールを除去して冷間圧延するが、スケール除去方法は任意であり、ショットピーニングや酸洗などの公知の方法が適用でき、その時期は、熱間圧延終了の直後でもよいし、ある程度冷間圧延をおこなってからでも構わない。
【００３１】
冷間圧延工程では、必須ではないが、圧延途中に少なくとも１回の中間焼鈍を施すのが望ましい。中間焼鈍により冷間圧延が容易になるとともに磁気特性向上にも効果がある。特に最終製品として板厚の薄いものが必要な場合は中間焼鈍を２回以上施しても構わない。
【００３２】
中間焼鈍では、鋼の結晶組織が加工組織から、α＋γ二相状態で整粒からなる再結晶組織となればよい。従ってその均熱温度は７５０℃以上のα＋γ二相域とするのが望ましい。より安定した磁気特性を得るには８５０℃以上が望ましい。中間焼鈍温度は鋼がα＋γ二相状態である限り、上限はないが、設備や操業上の限界から１２００℃程度以下で施すのが望ましい。
【００３３】
中間焼鈍の雰囲気は非酸化性が望ましい。工業的に連続焼鈍などで容易に実現できることから、露点を制御した水素雰囲気や窒素やアルゴン等の不活性ガス雰囲気が望ましい。
【００３４】
中間焼鈍前後の冷間圧延の圧下率は、特に限定するものではないが、板厚の低減、形状制御、加工による金属組織の変形などをおこなわせるには４０％以上とするのが望ましく、過大になると圧延が困難になるので８５％程度以下とするのが望ましい。
【００３５】
冷間圧延した鋼板には、脱炭を促進する物質（以下、単に「脱炭促進物質」とも記す）、もしくは脱炭促進物質と脱Ｍn を促進する物質（以下、単に「脱Ｍn 促進物質」とも記す）とを含有する焼鈍分離材を、鋼板間に介在させて最終焼鈍を施す。焼鈍雰囲気は、１３．３kPa 以下の減圧下ないしは真空中で焼鈍するのが望ましい。
【００３６】
脱炭促進物質としてはＳiＯ2、Ｃr2Ｏ3 、ＴiＯ2、ＦeＯ 、Ｖ2Ｏ3、Ｖ2Ｏ5、ＶＯ等の酸化物を例示することができる。これらは単独または２種以上の混合物として使用しても構わない。
【００３７】
鋼板表面にこれら酸化物を接触させ、減圧雰囲気下で高温にすると、酸化物は分解して酸素を放出し、これが鋼板のＣと反応して脱炭反応が進行するものと考えられる。例えばＳiＯ2の場合、１０００℃程度の高温でＳiＯ2→ＳiＯ ＋Ｏで表される反応が生じるものと考えられる。また、高温ではＳiＯ2が鋼中の炭素と直接に反応する、ＳiＯ2＋２Ｃ→Ｓi ＋２ＣＯで表される反応が生じて脱炭が進行することも考えられる。生じたＳi は鋼板に固溶する。いずれの場合においても、脱炭反応の結果生じるＣＯは減圧雰囲気下では速やかに排除され、脱炭が促進される。
【００３８】
脱Ｍn 促進物質は、最終焼鈍中に鋼板から昇華するＭn を吸収する物質であり、脱炭反応や、鋼板の表面エネルギ状態に悪影響を及ぼさないものであれば脱Ｍn を促進する物質として用いることができる。このような物質にはＴiＯ2、Ｔi2Ｏ3 、ＳiＯ2、ＺrＯ2を例示することができる。高温で安定な脱Ｍn 促進物質には、Ａl2Ｏ3 、ＳiＣ 、ＢＮを例示することができる。これら物質を単独または２種以上の混合物で用いる。脱炭促進物質と脱Ｍn 促進物質とを混合して用いてもよい。
【００３９】
鋼板中のＭn は、適切な雰囲気条件下において板の表面から昇華し、これが、板の表面近傍にＭn 欠乏層（脱Ｍn 層）を形成する。例えばＴiＯ2の場合、鋼板から昇華するＭn と反応して、ＴiＯ2＋Ｍn →ＴiＭnＯ2 となり、複合酸化物（ＴiＭnＯ2 ）を形成し、Ｍn を吸収することによって、脱Ｍn を促進する。
【００４０】
上記の脱Ｍn 促進物質のうち、ＳiＯ2やＴiＯ2は脱炭をも促進する物質であり、これ単独で使用し、脱炭と脱Ｍn の双方を促進することができる。
さらに、必須ではないが、脱炭促進材や脱Ｍn 促進材の活性度を調節したり、それらの成形や鋼板への接触を容易にするために、これらの反応促進材に加えて、高温で安定な無機物、例えば、Ａl2Ｏ3 、ＣaＯ 、ＺrＯ2、ＭgＯ などの酸化物、ＳiＣ などの炭化物、ＢＮなどの窒化物またはホウ化物のうちの１種または２種以上を混合して含有させても構わない。
【００４１】
上記の焼鈍分離材（脱炭促進材、脱Ｍn 促進材）は、粉末や液体状（スラリー状あるいはペースト状も含む）のものとして鋼板に塗布してもよいが、それらを原料成分として繊維状に形成したもの、さらにはこの繊維状のものをシート状に成形したものを用いるのが好適である。その理由は、粉末に比較すると、鋼板間からの脱落がなく、表面での酸素吸着が少なく、しかも繊維間に空隙が存在するために脱炭反応や脱Ｍn を促進する効果が得られるからである。繊維状のものやシート状の成形物に、上述した粉末などを混入させたものでも構わない。
【００４２】
以上述べた焼鈍分離材を鋼板に接触させて加熱して脱炭する場合、雰囲気は１３．３kPa 以下の減圧雰囲気ないしは真空が望ましい。雰囲気の圧力が１３．３kPa を超えると、脱炭反応により生じたＣＯの鋼板表面からの排除が遅く、反応の進行が遅延する。Ｍn の昇華も抑制され、脱Ｍn も生じにくくなるためである。より望ましいのは１．３kPa 以下である。
【００４３】
鋼板表面近くに生成する酸化物や、酸素の拡散によって生じる内部酸化を抑止し、磁気特性の低下を回避するには、酸素を供給できる酸化物を接触させ、減圧して脱炭を進行させることが望ましい。
【００４４】
従って最終焼鈍工程においては、全板厚にわたって脱炭が完了するまで、この減圧下の焼鈍をそのまま続けるのが望ましい。しかしながら、最終焼鈍工程の初期段階で、鋼板表面に数μm 以上の[100] 面、<001> 軸方位の再結晶粒の層が生成した後は、水素を含む湿性で、より高い圧力、ないしは常圧雰囲気に変更して脱炭を完了させても構わない。
【００４５】
最終焼鈍温度は、少なくとも鋼板表面に数μm 以上の[100] 面、<001> 軸方位の再結晶粒の層が生成するまでは、α＋γ二相域（８５０℃以上）に均熱保持しなければならない。８５０℃は、工業的製造が行える程度の脱炭速度が実現できる温度である。より望ましくは９００℃以上である。
【００４６】
均熱温度の上限は、脱炭してα単相となる限り任意であるが、工業的に容易である１３００℃程度以下とするのが望ましい。より望ましくは１２００℃以下である。なお、鋼板表面に[100] 面、<001> 軸方位の再結晶粒層ができた後は、脱炭が進行する温度であれば上記のような高温でなくてもよい。
【００４７】
最終焼鈍の保持時間は、３０分〜１００時間の範囲とするのが望ましい。３０分未満では脱炭や脱Ｍn が不十分で表面の[100]<001>方位の再結晶粒の発達が不十分であり、また鋼板の結晶粒も十分に成長していないことが多い。また１００時間を超えて保持しても、効果は飽和し、時には結晶粒径が大きくなりすぎ、磁気特性劣化の要因となる上、エネルギを無駄に消費するにすぎないからである。
鋼板は脱炭に伴う変態によりα＋γ２相からα単相に変化する。
【００４８】
脱炭最終焼鈍を終えた鋼板の平坦化のための焼鈍、表面の絶縁コーティング等については、従来、無方向性電磁鋼板や方向性電磁鋼板にて採用されているものと同等な方法でよく、本発明の方法による電磁鋼板の磁気特性に及ぼすそれらの影響は顕著なものではない。
【００４９】
【実施例】
（実施例１）
真空鋳造して得た鋼を熱間鍛造して厚さが８０mmの鋼片とした。表１にこれらの鋼の化学組成を示す。
【００５０】
【表１】
0004595217.tif 000002
【００５１】
表１で、鋼Ａ〜Ｆは、Ｃr 含有量を種々変更した以外は、ほぼ同一の化学組成を備えたものであり、鋼Ａ、Ｇ〜Ｍは、Ｃu 含有量を種々変更した以外は、ほぼ同一の化学組成を備えたものである。これらの鋼片を１２００℃に加熱し、３．０mmの厚さまで熱間圧延した。次いで、酸洗して表面のスケールを除去した後、冷間圧延して厚さが０．７５mmの中間厚さの鋼板を得た。これらに中間焼鈍を施した後、再び冷間圧延（２次冷延）し、幅が１５０mm、厚さが０．３５mmの冷間圧延鋼板を得た。
【００５２】
中間焼鈍条件は、昇温速度５〜１０℃／秒、均熱温度１０５０℃、保持時間３０秒とし、冷却した窒素ガスを鋼板に吹き付けて−１０〜−５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。
【００５３】
上記０．３５mmの鋼板の長さ方向２カ所のそれぞれから、長手方向を圧延方向とする試験片（以下、「Ｌ方向」、「Ｌ試験片」と記す）と、長手方向を幅方向とする試験片（以下、「Ｔ方向」、「Ｔ試験片」と記す）を採取し、これらに以下に述べる方法で最終焼鈍を施した。試験片の寸法は、長さ１００mm、幅３０mmの短冊状である。また、冷間圧延鋼板の幅方向における磁気特性の変動を確認するために、Ｌ試験片は上記２カ所のそれぞれについて、１５０mmの鋼板幅から４枚並べて採取した。Ｔ試験片は、上記２カ所のそれぞれについて１枚である。
【００５４】
焼鈍分離材として、質量％でＡl2Ｏ3 を４８％、ＳiＯ2を５１％含有する繊維状の脱炭促進材をからみ合わせて、密度が４０g/m2のシート状の焼鈍分離材に成形し、これに、脱Ｍn 促進材であるＴiＯ2粉末を２０g/m2の密度で混合させた。この焼鈍分離材と試験片を交互に積層し、０．０１３Paの真空中で１℃／分の速度で昇温し、１０７５℃で２４時間の最終焼鈍を実施した。
【００５５】
最終焼鈍後、それぞれの試験片の磁気特性を単板磁化特性測定装置で測定した。また、最終焼鈍後の試験片を分析した結果、Ｃ含有量は全ての試料について０．００２５％以下であった。Ｍn 含有量は０．６〜０．７％であった。
【００５６】
図２は、Ｃr 含有量以外の化学組成がほぼ同一である鋼Ａ〜Ｆから得た鋼板の磁束密度（Ｂ10）とＣr 含有量との関係を示すグラフである。また、図３は、Ｃu 含有量以外の化学組成がほぼ同一である鋼Ａおよび鋼Ｇ〜Ｍから得た鋼板の磁束密度（Ｂ10）とＣu 含有量との関係を示すグラフである。いずれも、図中の黒丸印は８枚のＬ試験片の平均値で、縦線の上下端はその上限と下限を示し、黒四角印は２枚のＴ試験片の平均値を示す。
【００５７】
図２および図３からわかるように、本発明の規定する条件を満足する鋼Ａ〜Ｃおよび鋼Ｇ、Ｈは、いずれも磁束密度の変動が小さく、圧延方向、幅方向共に磁束密度が高く、二方向性電磁鋼板として優れた磁気特性を備えていた。これに対し、Ｃr 含有量あるいはＣu 含有量が０．１０％を超える鋼板では平均磁束密度が１．６０Ｔを下回る低い値となり、Ｃr 含有量あるいはＣu 含有量が０．０１０％未満の鋼板は磁束密度が低いものが多く、良くなかった。
【００５８】
【発明の効果】
本発明によれば、[100] 面が板面に平行で、圧延方向とそれに直交する方向の二方向の磁気特性に優れた電磁鋼板を安定的かつ工業的に効率よく製造することができ、電気機器の小型化および高効率化が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】電磁鋼板の集合組織を示す模式図で、同図(a) は[110] 面が板面に平行で、<001> 軸が圧延方向のみに集積した組織、同図(b) は[100] 面が板面に平行で、<001> 軸が板面内に特定の方向性を持たずに存在する組織、同図(c) は[100] 面が板面に平行で、<001> 軸が板面内の圧延方向と幅方向に集積した組織である。
【図２】磁束密度（Ｂ10）とＣr 含有量との関係を示すグラフである。
【図３】磁束密度（Ｂ10）とＣu 含有量との関係を示すグラフである。
【図１】
0004595217.tif 000003
【図２】
0004595217.tif 000004
【図３】
0004595217.tif 000005