JPH01229A - 一方向性高珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
一方向性高珪素鋼板の製造方法Info
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- JPH01229A JPH01229A JP62-156265A JP15626587A JPH01229A JP H01229 A JPH01229 A JP H01229A JP 15626587 A JP15626587 A JP 15626587A JP H01229 A JPH01229 A JP H01229A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、Siを2.5〜6.5重量%含存し、すぐれ
た低鉄損特性の得られる(110) <001>方向に
極めて集積度の高い一方向性高珪素鋼板の製造方法に関
する。
た低鉄損特性の得られる(110) <001>方向に
極めて集積度の高い一方向性高珪素鋼板の製造方法に関
する。
(従来の技術)
従来の(110}〈001>一方向性珪素鋼板の製造方
法は、■例えば200mm厚程度の鋳片への連続鋳造工
程−01300℃以上でのスラブ高温加熱工程−■熱間
圧延工程→■約1000℃で均熱後急冷する熱間圧延材
連続焼鈍工程−■冷間圧延工程−■脱炭連続焼鈍工程−
■最終高温箱焼鈍工程と非常に多くの工程を要している
。これらの工程は上記最終高温箱焼鈍工程■の最終高温
焼鈍時に(110}〈009方位の結晶粒のみを2次再
結晶をさせるために必要となる。この2次再結晶を起こ
させるためには、鋼中にMnS、AlN等の析出物がイ
ンヒビターとして微細分散し、1次再結晶を抑制するこ
とが必要である。しかし、上記連続鋳造工程■では、冷
却が非常に遅いため、鋳造に続く冷却期間中にMnS、
BN、 AlN等鋼中の析出物が粗大化してしまう、
このように粗大化した析出物を再固溶した後、微細析出
させるためには、工程■でのスラブ高温加熱および工程
■での熱間圧延材焼鈍処理が必要となる。また、析出物
を再固溶させるには、高温でγ相とする必要があり、そ
れを実現させるために、γ相生成元素であるCを0.0
5%程度添加しても、Si量は3%程度が上限となって
しまう、さらに、T相域拡大のために添加したCは磁気
特性を悪化させるので上記工程■の脱炭焼鈍を必要とす
る。
法は、■例えば200mm厚程度の鋳片への連続鋳造工
程−01300℃以上でのスラブ高温加熱工程−■熱間
圧延工程→■約1000℃で均熱後急冷する熱間圧延材
連続焼鈍工程−■冷間圧延工程−■脱炭連続焼鈍工程−
■最終高温箱焼鈍工程と非常に多くの工程を要している
。これらの工程は上記最終高温箱焼鈍工程■の最終高温
焼鈍時に(110}〈009方位の結晶粒のみを2次再
結晶をさせるために必要となる。この2次再結晶を起こ
させるためには、鋼中にMnS、AlN等の析出物がイ
ンヒビターとして微細分散し、1次再結晶を抑制するこ
とが必要である。しかし、上記連続鋳造工程■では、冷
却が非常に遅いため、鋳造に続く冷却期間中にMnS、
BN、 AlN等鋼中の析出物が粗大化してしまう、
このように粗大化した析出物を再固溶した後、微細析出
させるためには、工程■でのスラブ高温加熱および工程
■での熱間圧延材焼鈍処理が必要となる。また、析出物
を再固溶させるには、高温でγ相とする必要があり、そ
れを実現させるために、γ相生成元素であるCを0.0
5%程度添加しても、Si量は3%程度が上限となって
しまう、さらに、T相域拡大のために添加したCは磁気
特性を悪化させるので上記工程■の脱炭焼鈍を必要とす
る。
このように、従来の方法では、2次再結晶に必要なイン
ヒビターの固溶、微細分散のため、複雑な工程を取らざ
るを得す、またSiの添加はその増加量とともに磁気特
性が向上し、鉄損値が減少するが、Si量が4%以上に
なると急激に脆化して圧延が困難になる。したがって、
Si添加量の上限が3%程度に制限されていた。
ヒビターの固溶、微細分散のため、複雑な工程を取らざ
るを得す、またSiの添加はその増加量とともに磁気特
性が向上し、鉄損値が減少するが、Si量が4%以上に
なると急激に脆化して圧延が困難になる。したがって、
Si添加量の上限が3%程度に制限されていた。
そこで、特公昭61−15136号および特公昭60−
38462号に開示されているように、Si 4〜10
重量%等を含有する場合は溶湯をそのまま冷却面が移動
更新する冷却体上に連続供給して急冷する、冷間圧延可
能な被圧延性・可撓性を有する磁気特性の優れた高珪素
鋼板の製造法が提案されている。
38462号に開示されているように、Si 4〜10
重量%等を含有する場合は溶湯をそのまま冷却面が移動
更新する冷却体上に連続供給して急冷する、冷間圧延可
能な被圧延性・可撓性を有する磁気特性の優れた高珪素
鋼板の製造法が提案されている。
しかしながら、例えば特公昭60−38462号に開示
されている方法によれば、連続鋳造による薄鋳片の厚さ
は数μmないし数百μ−程度の範囲にあるものであり、
そのように超薄板化して微細結晶粒にすることにより冷
間加工性を確保しようとするものである。また、その際
の冷間加工も単に成形手段として採用するにすぎず、こ
れによって磁気特性が改善されるとの示唆はみられない
。
されている方法によれば、連続鋳造による薄鋳片の厚さ
は数μmないし数百μ−程度の範囲にあるものであり、
そのように超薄板化して微細結晶粒にすることにより冷
間加工性を確保しようとするものである。また、その際
の冷間加工も単に成形手段として採用するにすぎず、こ
れによって磁気特性が改善されるとの示唆はみられない
。
なお、特開昭55−69223号においては急速冷却に
より得た厚さ100μ−の薄帯を冷間圧延で50μ−に
まで圧下する例が示されているが、この場合も薄板化で
冷間加工性を確保するだけで、冷間加工と磁気特性につ
いては言及されていない、またその場合の鋼組成(Si
:9.5%、Mn:1.5%、Co:2%4、Al:0
.1%、Ni:0.7%)では0.1■■以下としなけ
れば冷間加工は不可能である。
より得た厚さ100μ−の薄帯を冷間圧延で50μ−に
まで圧下する例が示されているが、この場合も薄板化で
冷間加工性を確保するだけで、冷間加工と磁気特性につ
いては言及されていない、またその場合の鋼組成(Si
:9.5%、Mn:1.5%、Co:2%4、Al:0
.1%、Ni:0.7%)では0.1■■以下としなけ
れば冷間加工は不可能である。
また、特公昭60−32705号にはSt 5.0〜8
.0重置%等を含む保磁力Hcが0.10e以下である
磁気特性の優れた(10G)面内無方向性高珪素鋼薄帯
とその製造方法が開示されている。しかし、この方法は
高速冷却を行って厚みが高々110μ−の薄帯をそのま
\焼鈍するのであって、得られる磁気特性も無方向性で
ある。
.0重置%等を含む保磁力Hcが0.10e以下である
磁気特性の優れた(10G)面内無方向性高珪素鋼薄帯
とその製造方法が開示されている。しかし、この方法は
高速冷却を行って厚みが高々110μ−の薄帯をそのま
\焼鈍するのであって、得られる磁気特性も無方向性で
ある。
これらの従来法による珪素鋼板はいずれも高Si含有で
機械的特性および磁気特性の優れたものではあるが、さ
らに高度な磁気特性の要望が多く、その要求に対して不
満足のものが多かった。
機械的特性および磁気特性の優れたものではあるが、さ
らに高度な磁気特性の要望が多く、その要求に対して不
満足のものが多かった。
(発明が解決しようとする問題点)
ここに、本発明の目的は、SLを2.5〜6.5重量%
含有し、低鉄損特性の得られる(110) <001>
方向に極めて集積度の高い一方向性高珪素鋼板の製造方
法を提供することである。
含有し、低鉄損特性の得られる(110) <001>
方向に極めて集積度の高い一方向性高珪素鋼板の製造方
法を提供することである。
さらに、本発明の別の目的は、急速冷却法による連続鋳
造工程と冷間圧延工程および焼鈍工程を組み合わせるこ
とにより構成される、低鉄損特性のSi含有量の高い(
110) <001>方位に集積度の高い一方向性高珪
素鋼板の経済的な製造方法を提供することである。
造工程と冷間圧延工程および焼鈍工程を組み合わせるこ
とにより構成される、低鉄損特性のSi含有量の高い(
110) <001>方位に集積度の高い一方向性高珪
素鋼板の経済的な製造方法を提供することである。
(問題点を解決するための手段)
本発明者らは、かかる従来技術の問題を解決すべく種々
検討を重ねたところ、インヒビターの微細分散を達成す
るには、前述のようにスラブ高温加熱および熱間圧延材
焼鈍工程によるMnS 、 BN、AlNなどのインヒ
ビタ、−の再固溶を行うことば必要なく、急速冷却によ
る連続鋳造法により得られた薄鋳片に冷間加工を施すこ
とにより焼鈍過程においてそのようなインヒビターの微
細分散が達成され、集積度の高い(110}〈001>
方位の2次再結晶が最終焼鈍時に発生することを知り、
本発明を完成した。
検討を重ねたところ、インヒビターの微細分散を達成す
るには、前述のようにスラブ高温加熱および熱間圧延材
焼鈍工程によるMnS 、 BN、AlNなどのインヒ
ビタ、−の再固溶を行うことば必要なく、急速冷却によ
る連続鋳造法により得られた薄鋳片に冷間加工を施すこ
とにより焼鈍過程においてそのようなインヒビターの微
細分散が達成され、集積度の高い(110}〈001>
方位の2次再結晶が最終焼鈍時に発生することを知り、
本発明を完成した。
すなわち、本発明の要旨とするところは、重量%で、
C:0.08%以下、 Mn:0.03〜0.14%
、Si:2.5〜6.5%、 S :o、oo7〜0
.05%、B :0.0O02〜0.01 %、
N :0.OO1〜0.015 %、残部Feおよ
び付随不純物 を主成分として含有し、副成分として所望により、 sb:o、oos 〜0.1%、 Se:0.005〜
0.05%、酸可溶性Al:0.005〜0.05%の
うち少なくとも1種 から成る組成を有する溶湯を冷却面が移動更新する冷却
体上に連続的に供給して急冷凝固し、0.7〜3.5m
−厚の鋳片とすること、得られた薄鋳片に圧下率50%
以上の冷間圧延を施し、次いで、600〜1300℃の
温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をもつ(11
0) <OOD方向に集積度の高い一方向性高珪素鋼板
の製造方法である。
、Si:2.5〜6.5%、 S :o、oo7〜0
.05%、B :0.0O02〜0.01 %、
N :0.OO1〜0.015 %、残部Feおよ
び付随不純物 を主成分として含有し、副成分として所望により、 sb:o、oos 〜0.1%、 Se:0.005〜
0.05%、酸可溶性Al:0.005〜0.05%の
うち少なくとも1種 から成る組成を有する溶湯を冷却面が移動更新する冷却
体上に連続的に供給して急冷凝固し、0.7〜3.5m
−厚の鋳片とすること、得られた薄鋳片に圧下率50%
以上の冷間圧延を施し、次いで、600〜1300℃の
温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をもつ(11
0) <OOD方向に集積度の高い一方向性高珪素鋼板
の製造方法である。
かくして、4%以上のStを含有した鋼板を製造する場
合、従来法にあっては、冷間圧延が不可能であったもの
を、本発明によれば、上記鋼組成とすることにより急速
冷却後の0.7〜3.5 IIl+厚の薄鋳片にあって
も冷間圧延を可能とし、これに圧下率50%以上の冷間
圧延を施し焼鈍することによりインヒビターの再固溶等
を行わずに十分にインヒビターを微細分散させることが
でき、したがって再結晶焼鈍によって十分な磁気特性の
改善が可能となるのである。
合、従来法にあっては、冷間圧延が不可能であったもの
を、本発明によれば、上記鋼組成とすることにより急速
冷却後の0.7〜3.5 IIl+厚の薄鋳片にあって
も冷間圧延を可能とし、これに圧下率50%以上の冷間
圧延を施し焼鈍することによりインヒビターの再固溶等
を行わずに十分にインヒビターを微細分散させることが
でき、したがって再結晶焼鈍によって十分な磁気特性の
改善が可能となるのである。
さらに、冷間圧延が可能であることから、圧下率が50
%以上の冷間圧延および一回もしくは数回の熱処理を施
すことによりさらにすぐれた低鉄損特性を有する、[1
10) <001>方位に極めて集積度の高い方向性を
示す一方向性高珪素鋼板が製造されるのである。
%以上の冷間圧延および一回もしくは数回の熱処理を施
すことによりさらにすぐれた低鉄損特性を有する、[1
10) <001>方位に極めて集積度の高い方向性を
示す一方向性高珪素鋼板が製造されるのである。
換言すれば、急冷したことにより微細結晶となった厚さ
0.7〜3.5輪筒の薄鋳片であるため、これを50%
以上の圧下率で冷間圧延することによりインヒビターの
微細分散が効果的に行われ、最終焼鈍工程において集積
度の高い(110}〈001>方位の2次再結晶が生ず
るのであって、たとえ急冷して微細結晶を有していても
例えば100μ−程度の掻薄帯では圧下率50%以上の
冷間加工を施してもそのような効果はみられない。
0.7〜3.5輪筒の薄鋳片であるため、これを50%
以上の圧下率で冷間圧延することによりインヒビターの
微細分散が効果的に行われ、最終焼鈍工程において集積
度の高い(110}〈001>方位の2次再結晶が生ず
るのであって、たとえ急冷して微細結晶を有していても
例えば100μ−程度の掻薄帯では圧下率50%以上の
冷間加工を施してもそのような効果はみられない。
(作用)
次に、本発明において鋼組成および製造条件を上述のよ
うに限定した理由を詳細に説明する。
うに限定した理由を詳細に説明する。
炭素(C)は0.08%超では脱炭が困難なため0.0
8%以下とした0本発明方法では特にCを含をさせる必
要もなく 、0.01%以下を好適範囲とし、その場合
、脱炭工程を省略することが可能である。
8%以下とした0本発明方法では特にCを含をさせる必
要もなく 、0.01%以下を好適範囲とし、その場合
、脱炭工程を省略することが可能である。
マンガン(Mn)は通常の製鋼において約0.05%含
有されており、固溶しているSと結合してMnSとなり
、圧延加工性を増すことが知られているが、本発明にお
いては2次再結晶を生じさせるために必要であって、そ
の効果を好適に示すには、Mn0903〜0.14%、
好ましくは0.05〜0.12%である。
有されており、固溶しているSと結合してMnSとなり
、圧延加工性を増すことが知られているが、本発明にお
いては2次再結晶を生じさせるために必要であって、そ
の効果を好適に示すには、Mn0903〜0.14%、
好ましくは0.05〜0.12%である。
珪素(St)は、2.5%未満では、高温(約tooo
〜1300℃)でγ相となり、最終焼鈍温度を1000
℃以上にとれないことと低鉄損値が得られないため、す
なわち高温最終焼鈍を可能にし、低鉄損値をうるため、
本発明では2.5%以上とする。一方、6゜5%より多
いと脆化して、前記条件下では冷間圧延不能となるため
、6.5%以下とした。3〜5.5%が好ましい。
〜1300℃)でγ相となり、最終焼鈍温度を1000
℃以上にとれないことと低鉄損値が得られないため、す
なわち高温最終焼鈍を可能にし、低鉄損値をうるため、
本発明では2.5%以上とする。一方、6゜5%より多
いと脆化して、前記条件下では冷間圧延不能となるため
、6.5%以下とした。3〜5.5%が好ましい。
硫黄(S)は、本発明にあってはS O,007〜0.
05%、好ましくは0.01〜0.035%の添加が必
要とされる0本発明にあって、SはMnSとして析出し
、インヒビターの作用をするため、その析出形態は急冷
凝固につづく冷間圧延時に十分コントロールされなけれ
ばならない。
05%、好ましくは0.01〜0.035%の添加が必
要とされる0本発明にあって、SはMnSとして析出し
、インヒビターの作用をするため、その析出形態は急冷
凝固につづく冷間圧延時に十分コントロールされなけれ
ばならない。
ボロン(B)は本発明にあってはB :0.0002〜
0.01%、好ましくは0.0004〜o、 oos%
の添加が必要とされる0本発明にあづてはBは固溶もし
くはBNとして析出し、インヒビターの作用をする。
0.01%、好ましくは0.0004〜o、 oos%
の添加が必要とされる0本発明にあづてはBは固溶もし
くはBNとして析出し、インヒビターの作用をする。
窒素(N)は、集積度の高い(110) <001>珪
素鋼板を得るためには、o、ooi〜0.015%を含
有させる必要があり、好ましくは0.002〜0.01
%含有させるのが好適である。
素鋼板を得るためには、o、ooi〜0.015%を含
有させる必要があり、好ましくは0.002〜0.01
%含有させるのが好適である。
アンチモン(Sb)、セレン(Se)、酸可溶性へQは
、本発明にあっては、所望添加成分であって、必要に応
じそのうちの少なくとも1種が含有される。
、本発明にあっては、所望添加成分であって、必要に応
じそのうちの少なくとも1種が含有される。
sbは凝固した薄鋳片内に存在することによりより集積
度の高い(110) <001>珪素鋼板が得られるた
め、0.005〜0.1%、好適には0.02〜0.0
7%含有させる。
度の高い(110) <001>珪素鋼板が得られるた
め、0.005〜0.1%、好適には0.02〜0.0
7%含有させる。
Seも同様に凝固した薄鋳片内に存在することにより一
層集積度の高い(110) <001>珪素鋼板が得ら
れるためo、oos〜0.05%、好適には0.01〜
0゜03%含有させる。
層集積度の高い(110) <001>珪素鋼板が得ら
れるためo、oos〜0.05%、好適には0.01〜
0゜03%含有させる。
酸可溶Alも同様に凝固した薄鋳片内に存在することに
より一層集積度の高い(110}〈OOD珪素鋼板が得
られるためo、oos〜0.05%、好適には0゜01
5〜0.04%含有させる。
より一層集積度の高い(110}〈OOD珪素鋼板が得
られるためo、oos〜0.05%、好適には0゜01
5〜0.04%含有させる。
本発明にあっては、さらに磁気特性を向上させるだめに
必要に応じCoを1%以下を添加してもよい。
必要に応じCoを1%以下を添加してもよい。
次いで、本発明によれば、このような鋼組成を有する溶
湯を移動更新する冷却体上に連続的に供給して冷却凝固
し、0.7〜3.5mm厚の鋳片を製造するが、その場
合、3.51+−厚部では多くの場合冷却速度不足で、
一方、0.7ms厚未満では結晶粒方位の集積が十分と
ならない。
湯を移動更新する冷却体上に連続的に供給して冷却凝固
し、0.7〜3.5mm厚の鋳片を製造するが、その場
合、3.51+−厚部では多くの場合冷却速度不足で、
一方、0.7ms厚未満では結晶粒方位の集積が十分と
ならない。
ここに、「移動更新する冷却体」とは、順次繰り出され
る新しい冷却面をもった冷却体である。
る新しい冷却面をもった冷却体である。
このような連続鋳造装置の代表例にはいわゆる双ロール
法と片ロール法等があるが、特に装置の形式は本発明で
は制限されない、これらの方法により0.7〜3.5m
−厚鋳片を製造した場合の冷却速度は1000℃程度ま
で一般には10!〜10’℃/seeであり、この後、
冷却体から鋳片は離れる場合が多く、その場合は空冷さ
れるため冷却速度は低下する。さらに冷却体より離れた
後は、水あるいは温水を噴霧するなどして冷却すること
が好ましい。
法と片ロール法等があるが、特に装置の形式は本発明で
は制限されない、これらの方法により0.7〜3.5m
−厚鋳片を製造した場合の冷却速度は1000℃程度ま
で一般には10!〜10’℃/seeであり、この後、
冷却体から鋳片は離れる場合が多く、その場合は空冷さ
れるため冷却速度は低下する。さらに冷却体より離れた
後は、水あるいは温水を噴霧するなどして冷却すること
が好ましい。
本発明においては、上述のような高速冷却によって微細
結晶とするが、それに必要な冷却速度は、好ましくは1
0冨〜104℃八ecである。
結晶とするが、それに必要な冷却速度は、好ましくは1
0冨〜104℃八ecである。
このようにして得られた鋳片を必要により中間焼鈍等を
はさみ複数回冷間圧延をくりかえす等の方法で50%以
上、好適には60%以上の圧下率での冷間圧延を行い板
厚を0.15m−厚以上、好適には0゜2■謡厚以上と
して最終焼鈍の前段階とする。50%未満の圧下率では
十分な歪が加わらないため再結晶焼鈍時にMis 、
8N、AlN等のインヒビターの破砕と微細分散が十分
起こらない。
はさみ複数回冷間圧延をくりかえす等の方法で50%以
上、好適には60%以上の圧下率での冷間圧延を行い板
厚を0.15m−厚以上、好適には0゜2■謡厚以上と
して最終焼鈍の前段階とする。50%未満の圧下率では
十分な歪が加わらないため再結晶焼鈍時にMis 、
8N、AlN等のインヒビターの破砕と微細分散が十分
起こらない。
最後に、(110) <OOD方向への集積度を高める
再結晶のため1300℃以下、600℃以上で焼鈍を行
う、600℃未満では再結晶が生じない、好適には1次
再結晶焼鈍および脱炭焼鈍を800〜1000℃で行っ
た後、2次再結晶および純化のため1100℃以上で最
終焼鈍を行う、また1100℃以上での最終焼鈍の昇温
時に1次再結晶および脱炭焼鈍を兼ねてもよい、上限偵
を1300℃とするのはそれを超えると工業的には困難
な処理といえるからである。
再結晶のため1300℃以下、600℃以上で焼鈍を行
う、600℃未満では再結晶が生じない、好適には1次
再結晶焼鈍および脱炭焼鈍を800〜1000℃で行っ
た後、2次再結晶および純化のため1100℃以上で最
終焼鈍を行う、また1100℃以上での最終焼鈍の昇温
時に1次再結晶および脱炭焼鈍を兼ねてもよい、上限偵
を1300℃とするのはそれを超えると工業的には困難
な処理といえるからである。
なお、炭素含量の多いものについては脱炭焼鈍の後、最
終焼鈍を行う必要がある。
終焼鈍を行う必要がある。
ここに、本発明によりMnS、BNインヒビターの微細
分散およびそれによる(110) <001>方位の集
積の改善の機構は次のように考えられる。
分散およびそれによる(110) <001>方位の集
積の改善の機構は次のように考えられる。
急速冷却により微細分散したMnS、BN、AlN析出
物を冷間圧延の歪により破砕することで再結晶焼鈍時に
さらに微細なMnS 、 BN、 AlNを鋼中に分散
させ得る。この微細分散した析出物が強力なインヒビタ
ーとなり、再結晶焼鈍時に(110) <001>方位
の結晶粒を優先成長させ、(110}〈001>方向へ
の集積度の高い集合mmが得られる。
物を冷間圧延の歪により破砕することで再結晶焼鈍時に
さらに微細なMnS 、 BN、 AlNを鋼中に分散
させ得る。この微細分散した析出物が強力なインヒビタ
ーとなり、再結晶焼鈍時に(110) <001>方位
の結晶粒を優先成長させ、(110}〈001>方向へ
の集積度の高い集合mmが得られる。
以上のように、本発明方法により産業上有用な(110
) <001>方位の一方向性高珪素鋼板の好適な製造
が可能となる。
) <001>方位の一方向性高珪素鋼板の好適な製造
が可能となる。
次に、本発明の実施例について説明する。
実施例1
第1表に示す鋼組成を有する薄板を以下の2通りの方法
で作製した。
で作製した。
く方法l (本発明法)〉
100 r、p、m、で回転する直径30抛−超硬合金
製双ロールの間隙に溶湯を注ぎ、1.5mm厚で50m
m幅の超薄鋳片を製造した。この鋳片を酸洗した後、8
0%の冷間圧延を施し、0.31111厚の薄板とした
。
製双ロールの間隙に溶湯を注ぎ、1.5mm厚で50m
m幅の超薄鋳片を製造した。この鋳片を酸洗した後、8
0%の冷間圧延を施し、0.31111厚の薄板とした
。
く方法2(従来法)〉
鋳型を用いて50+mmX200 m鴎×300III
mの鋳片に鋳込んだ後、1000℃に加熱してから25
a++w厚にまで熱間鍛造した。次いで、再び、100
0℃まで加熱し、熱間圧延により1.5 ta−厚にま
で圧延した。さらに1200℃に10分加熱した後、8
0℃の温水中に急冷し、最後に圧下率80%の冷間圧延
により0.31厚の薄板とした。
mの鋳片に鋳込んだ後、1000℃に加熱してから25
a++w厚にまで熱間鍛造した。次いで、再び、100
0℃まで加熱し、熱間圧延により1.5 ta−厚にま
で圧延した。さらに1200℃に10分加熱した後、8
0℃の温水中に急冷し、最後に圧下率80%の冷間圧延
により0.31厚の薄板とした。
これらの薄板を塩浴中にて800℃で5分間焼鈍し、1
次再結晶させた0次に、11□雰囲気中にて30t/h
の昇温速度で1200℃まで昇温し、1200℃で6時
間均熱焼鈍した。その後、希硫酸腐食により5II11
以上の大きさに成長した2次再結晶粒の存在を調べたの
ち、エッチピット法により51以上の2次再結晶粒につ
いての(110}〈001>方位の結晶粒の率を測定し
た。結果を第2表に示す。
次再結晶させた0次に、11□雰囲気中にて30t/h
の昇温速度で1200℃まで昇温し、1200℃で6時
間均熱焼鈍した。その後、希硫酸腐食により5II11
以上の大きさに成長した2次再結晶粒の存在を調べたの
ち、エッチピット法により51以上の2次再結晶粒につ
いての(110}〈001>方位の結晶粒の率を測定し
た。結果を第2表に示す。
第2表から明らかなように本発明において規定する組成
の範囲内にある鋼種B、C,Dについては従来の圧延法
では実現できなかった+110) <001〉方位に結
晶粒の高度の集積がみられ、+110}〈OOD方位の
高度集積性の珪素鋼板が得られることがわかる。また、
本発明にかかる組成範囲外の鋼種Aは、Si含量が少な
いため本発明方法による操作を行っても最終焼鈍時にγ
相析出が起こり、2次再結晶せず、また鋼種EはSi含
量が多いため、冷間圧延が不可能となり比較できなかっ
た。
の範囲内にある鋼種B、C,Dについては従来の圧延法
では実現できなかった+110) <001〉方位に結
晶粒の高度の集積がみられ、+110}〈OOD方位の
高度集積性の珪素鋼板が得られることがわかる。また、
本発明にかかる組成範囲外の鋼種Aは、Si含量が少な
いため本発明方法による操作を行っても最終焼鈍時にγ
相析出が起こり、2次再結晶せず、また鋼種EはSi含
量が多いため、冷間圧延が不可能となり比較できなかっ
た。
この第2表から、本発明にかかる方法によれば、従来法
の圧延法の場合に比べ(110) <001>方位に極
めて集積度の高い珪素鋼板を得られることは第2表 方法2−従来例 実施例2 第3表の組成の薄板を次の方法によって製作した。
の圧延法の場合に比べ(110) <001>方位に極
めて集積度の高い珪素鋼板を得られることは第2表 方法2−従来例 実施例2 第3表の組成の薄板を次の方法によって製作した。
100 r、p、m、で回転する直径300−の銅製双
ロールの間隙にm湯を注ぎ、2.1 wnK、50mm
幅ノiJ鋳片を製造した。その後、スケールを硫酸酸洗
により除去し、所定の板厚(0,2〜0.45mm)に
まで冷間圧延した。このようにして得た薄板を塩浴中に
て850℃で3分間焼鈍し1次再結晶させ、次いで50
%N、 −H,雰囲気中にて50℃/hの昇温速度で1
150℃まで昇温し、1150℃で5時間焼鈍した。こ
の薄板から圧延方向の磁気特性を測定するため、25c
mのエプスタイン鉄損試験用試験片を打ち抜き、850
℃で10分間の焼鈍により歪取りし、開枠と比較試料と
して市販の3%Si含有一方向性珪素鋼板を使用して鉄
損値を測定した結果を第4表に示す、この第4表から、
本発明方法により、従来の一方向性珪素鋼板よりも鉄損
値の低い優れた電磁用鋼板が製造できることが容易に理
解できる。
ロールの間隙にm湯を注ぎ、2.1 wnK、50mm
幅ノiJ鋳片を製造した。その後、スケールを硫酸酸洗
により除去し、所定の板厚(0,2〜0.45mm)に
まで冷間圧延した。このようにして得た薄板を塩浴中に
て850℃で3分間焼鈍し1次再結晶させ、次いで50
%N、 −H,雰囲気中にて50℃/hの昇温速度で1
150℃まで昇温し、1150℃で5時間焼鈍した。こ
の薄板から圧延方向の磁気特性を測定するため、25c
mのエプスタイン鉄損試験用試験片を打ち抜き、850
℃で10分間の焼鈍により歪取りし、開枠と比較試料と
して市販の3%Si含有一方向性珪素鋼板を使用して鉄
損値を測定した結果を第4表に示す、この第4表から、
本発明方法により、従来の一方向性珪素鋼板よりも鉄損
値の低い優れた電磁用鋼板が製造できることが容易に理
解できる。
第3表
(Ii量%)
第4表
実施例3
第3表の鋼種Gを用い、150 r、p、s、で回転す
る直径200s―の超硬合金製双ロールの間隙に溶湯を
注入し、0.3〜5II11厚の(0,3,0,5,0
,7,1,5゜2.5.3.5.4.0.5.h■の8
種類について)の薄鋳片を製造した。その後、硫酸酸洗
によりスケールを除去し、圧下率75%で冷間圧延を施
し、次いで塩浴中にて800℃で10分間焼鈍し1次結
晶させ、次にH8雰囲気中にて30℃/hの昇温速度で
1200℃まで昇温し、1200℃で5時間焼鈍した。
る直径200s―の超硬合金製双ロールの間隙に溶湯を
注入し、0.3〜5II11厚の(0,3,0,5,0
,7,1,5゜2.5.3.5.4.0.5.h■の8
種類について)の薄鋳片を製造した。その後、硫酸酸洗
によりスケールを除去し、圧下率75%で冷間圧延を施
し、次いで塩浴中にて800℃で10分間焼鈍し1次結
晶させ、次にH8雰囲気中にて30℃/hの昇温速度で
1200℃まで昇温し、1200℃で5時間焼鈍した。
これらの試料について(11G) <001>方位の結
晶粒の率をエッチビット法により測定した結果を第1図
にグラフで示す、この第1図から、薄鋳片の厚さが0.
7〜3.5−の範囲で(110) (001>方位の結
晶粒が増大し、その割合ははり90〜100%となって
いることがわかる。
晶粒の率をエッチビット法により測定した結果を第1図
にグラフで示す、この第1図から、薄鋳片の厚さが0.
7〜3.5−の範囲で(110) (001>方位の結
晶粒が増大し、その割合ははり90〜100%となって
いることがわかる。
実施例4
第3表の鋼種Hを用い、20Or、p、m、で回転する
直径200 ml−の超硬合金製双ロールの間隙に溶湯
を注入し、1.5−厚の薄鋳片を製造した0次いで、硫
酸酸洗によりスケールを除去し、圧下率が30〜90%
の(30,3B、 45.50.6G、 70.80.
90%の8種類について)冷間圧延を施した後、50℃
/hの昇温速度で1200℃まで昇温し、飽水素中にお
いて1200℃で5時間均熱焼鈍した。
直径200 ml−の超硬合金製双ロールの間隙に溶湯
を注入し、1.5−厚の薄鋳片を製造した0次いで、硫
酸酸洗によりスケールを除去し、圧下率が30〜90%
の(30,3B、 45.50.6G、 70.80.
90%の8種類について)冷間圧延を施した後、50℃
/hの昇温速度で1200℃まで昇温し、飽水素中にお
いて1200℃で5時間均熱焼鈍した。
これらの試料について、[110}〈001> 方向の
結晶粒の割合をエッチピット法により測定した結果を第
2図に示す、この第2図から、明らかに冷間圧延率50
%以上で(110}〈001>方位の結晶粒率が増大し
、その割合ははソ′70〜100%と、集積度が高まる
ことがわかる。
結晶粒の割合をエッチピット法により測定した結果を第
2図に示す、この第2図から、明らかに冷間圧延率50
%以上で(110}〈001>方位の結晶粒率が増大し
、その割合ははソ′70〜100%と、集積度が高まる
ことがわかる。
(発明の効果)
以上、本発明にかかる方法により製造された一方向性高
珪素鋼板は従来の一方向性珪素鋼板よりさらに高度に優
れた磁気特性の電磁鋼板としての広範囲な利用が期待さ
れる。また、移動更新する冷却体上での急速冷却法によ
り薄鋳片を製造する方法をとったため、従来必要と考え
られてきた熱間加工工程が省略できて、従来に比べ著し
く安価で、Si含有量が高く、低鉄損特性の得られる一
方向性高珪素鋼板の製造が可能であり、工業上極めて有
用である。
珪素鋼板は従来の一方向性珪素鋼板よりさらに高度に優
れた磁気特性の電磁鋼板としての広範囲な利用が期待さ
れる。また、移動更新する冷却体上での急速冷却法によ
り薄鋳片を製造する方法をとったため、従来必要と考え
られてきた熱間加工工程が省略できて、従来に比べ著し
く安価で、Si含有量が高く、低鉄損特性の得られる一
方向性高珪素鋼板の製造が可能であり、工業上極めて有
用である。
第1図は、本発明における一方向性高珪素鋼板の急速冷
却後の鋳片板厚と(110}〈001>方位の結晶粒の
率との関係を示すグラフ;および第2図は、本発明にお
ける各冷間圧延率と(110}〈001>方位の結晶粒
率との関係を示すグラフである。
却後の鋳片板厚と(110}〈001>方位の結晶粒の
率との関係を示すグラフ;および第2図は、本発明にお
ける各冷間圧延率と(110}〈001>方位の結晶粒
率との関係を示すグラフである。
Claims (2)
- (1)重量%で、 C:0.08%以下、Mn:0.03〜0.14%、S
i:2.5〜6.5%、S:0.007〜0.05%、
B:0.0002〜0.01%、N:0.001〜0.
015%、残部がFeおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷
却体上に連続的に供給して急冷凝固し、0.7〜3.5
mm厚の鋳片を得ること、および、得られた鋳片に圧下
率50%以上の冷間圧延を施し、次いで、600〜13
00℃の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をも
つ{110}〈001〉方向の集積度の高い一方向性高
珪素鋼板の製造方法。 - (2)重量%で、 C:0.08%以下、Mn:0.03〜0.14%、S
i:2.5〜6.5%、S:0.007〜0.05%、
B:0.0002〜0.01%、N:0.001〜0.
015%、を含有し、 さらにSb:0.005〜0.1%、Se:0.005
〜0.05%および酸可溶性Al:0.005〜0.0
5%のうちの少なくとも1種を含有し、 残部Feおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷
却体上に連続的に供給して急冷凝固し、0.7〜3.5
mm厚の鋳片を得ること、および、得られた鋳片に圧下
率50%以上の冷間圧延を施し、次いで、600〜13
00℃の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をも
つ{110}〈001〉方向の集積度の高い一方向性高
珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15626587A JPS64229A (en) | 1987-06-23 | 1987-06-23 | Production of grain oriented high-silicon steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15626587A JPS64229A (en) | 1987-06-23 | 1987-06-23 | Production of grain oriented high-silicon steel sheet |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01229A true JPH01229A (ja) | 1989-01-05 |
JPS64229A JPS64229A (en) | 1989-01-05 |
Family
ID=15624028
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP15626587A Pending JPS64229A (en) | 1987-06-23 | 1987-06-23 | Production of grain oriented high-silicon steel sheet |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS64229A (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3209083C2 (de) * | 1981-03-13 | 1986-08-14 | Canon K.K., Tokio/Tokyo | Druckwerk |
JPH0717959B2 (ja) * | 1989-03-30 | 1995-03-01 | 新日本製鐵株式会社 | 一方向性高磁束密度電磁鋼板の製造方法 |
-
1987
- 1987-06-23 JP JP15626587A patent/JPS64229A/ja active Pending
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