JPH0533056A - 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JPH0533056A JPH0533056A JP21323491A JP21323491A JPH0533056A JP H0533056 A JPH0533056 A JP H0533056A JP 21323491 A JP21323491 A JP 21323491A JP 21323491 A JP21323491 A JP 21323491A JP H0533056 A JPH0533056 A JP H0533056A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 主にトランスやその他の電気機器の鉄心材料
として使用される方向性けい素鋼板における磁気特性の
改善を目的とする。 【構成】 Si：2.5 〜4.5 wt％を含有する組成になる鋼
スラブを熱間圧延し、少なくとも最終冷間圧延前に900
〜1150℃の温度域での連続焼鈍後に急速冷却し次いで圧
下率：40〜90％の範囲の圧延を行う、１回又は２回以上
の冷間圧延を施し、引続き脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼
鈍を施す一連の工程によって方向性けい素鋼板を製造す
るに当たり、該最終冷間圧延は、50〜150 mm径の小径ロ
ールを用いた複数パスにて、全圧下率の30％までの前段
は150 〜350 ℃の温度域で行い、残りの後段は150 ℃未
満の温度域で行うことによって、集合組織における｛１
１０｝＜００１＞方位と｛１１１｝＜１１２＞方位との
バランスを採る。
として使用される方向性けい素鋼板における磁気特性の
改善を目的とする。 【構成】 Si：2.5 〜4.5 wt％を含有する組成になる鋼
スラブを熱間圧延し、少なくとも最終冷間圧延前に900
〜1150℃の温度域での連続焼鈍後に急速冷却し次いで圧
下率：40〜90％の範囲の圧延を行う、１回又は２回以上
の冷間圧延を施し、引続き脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼
鈍を施す一連の工程によって方向性けい素鋼板を製造す
るに当たり、該最終冷間圧延は、50〜150 mm径の小径ロ
ールを用いた複数パスにて、全圧下率の30％までの前段
は150 〜350 ℃の温度域で行い、残りの後段は150 ℃未
満の温度域で行うことによって、集合組織における｛１
１０｝＜００１＞方位と｛１１１｝＜１１２＞方位との
バランスを採る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、主にトランスやその
他の電気機器の鉄心材料として使用される方向性けい素
鋼板における磁気特性の改善に関する。
他の電気機器の鉄心材料として使用される方向性けい素
鋼板における磁気特性の改善に関する。
【０００２】この種電気機器の鉄心材料としては、磁気
特性に優れること、具体的には磁場の強さ800 Ａ／ｍに
おける磁束密度Ｂ8 （Ｔ）が高く、また50Hzの交流磁束
密度1.7 Ｔにおける鉄損特性Ｗ17/50 （Ｗ／kg）が低い
ことが要求される。このため方向性けい素鋼板は、２次
再結晶を利用して｛１１０｝＜００１＞方位いわゆるゴ
ス方位の結晶粒を発達させたものである。そして磁気特
性の優れた材料を得るには、適当な圧延と熱処理を組合
せた諸工程を経た後の２次再結晶によって、磁化容易軸
である＜００１＞軸を圧延方向に高度に揃えることが重
要である。特にインヒビターと呼ばれるMnS, MnSe, AlN
等の析出物を均一かつ微細に分散させること及び上記２
次再結晶に有利な集合組織を有することが必須条件であ
るのは既に知られたところである。
特性に優れること、具体的には磁場の強さ800 Ａ／ｍに
おける磁束密度Ｂ8 （Ｔ）が高く、また50Hzの交流磁束
密度1.7 Ｔにおける鉄損特性Ｗ17/50 （Ｗ／kg）が低い
ことが要求される。このため方向性けい素鋼板は、２次
再結晶を利用して｛１１０｝＜００１＞方位いわゆるゴ
ス方位の結晶粒を発達させたものである。そして磁気特
性の優れた材料を得るには、適当な圧延と熱処理を組合
せた諸工程を経た後の２次再結晶によって、磁化容易軸
である＜００１＞軸を圧延方向に高度に揃えることが重
要である。特にインヒビターと呼ばれるMnS, MnSe, AlN
等の析出物を均一かつ微細に分散させること及び上記２
次再結晶に有利な集合組織を有することが必須条件であ
るのは既に知られたところである。
【０００３】
【従来の技術】２次再結晶に有利な集合組織を得る方法
としては、例えば最終冷間圧延の特に後半でロール径を
300 mm以下にすること（特開昭49−34417 号公報参照）
が方向性けい素鋼板の冷間圧延に広く採用されている。
これは方向性けい素鋼板の冷間圧延によって、すなわち
再結晶集合組織の極く僅かな変化によって、磁気特性が
大きな影響を受けるためである。
としては、例えば最終冷間圧延の特に後半でロール径を
300 mm以下にすること（特開昭49−34417 号公報参照）
が方向性けい素鋼板の冷間圧延に広く採用されている。
これは方向性けい素鋼板の冷間圧延によって、すなわち
再結晶集合組織の極く僅かな変化によって、磁気特性が
大きな影響を受けるためである。
【０００４】同様に方向性けい素鋼板の冷間圧延に関し
特開昭54−71028 号及び同57-73127号各公報には、溝付
きロールやダルロール等の特殊なロールを冷間圧延に用
いることが提案され、また特開昭61−238916号公報には
CBS 圧延を用いることが提案されている。これらの方法
はいずれも先鋭な｛１１０｝＜００１＞方位粒を強く集
積する効果を期待できるが、ロール磨耗、圧延形状及び
生産性の点で実操業には不向きである。さらに適度な集
合組織を得ることが難しく、２次再結晶粒径の微細化に
伴う磁束密度の著しい低下がしばしば生じる不利があ
る。
特開昭54−71028 号及び同57-73127号各公報には、溝付
きロールやダルロール等の特殊なロールを冷間圧延に用
いることが提案され、また特開昭61−238916号公報には
CBS 圧延を用いることが提案されている。これらの方法
はいずれも先鋭な｛１１０｝＜００１＞方位粒を強く集
積する効果を期待できるが、ロール磨耗、圧延形状及び
生産性の点で実操業には不向きである。さらに適度な集
合組織を得ることが難しく、２次再結晶粒径の微細化に
伴う磁束密度の著しい低下がしばしば生じる不利があ
る。
【０００５】また特公昭50−26493 号及び特開昭60−12
1223号各公報には、冷間圧延において50〜350 ℃或いは
50〜500 ℃の温度域での圧延を施すことによって、冷間
圧延時に生じるすべりを変化して２次再結晶に有利な集
合組織を得ることが示されている。しかしながら上記の
温間圧延は圧延自体が不安定になる等の技術的問題もあ
り、得られる効果に比べて実施に手間がかかるため、工
業的規模での適用は難しい。さらに特開平２−282422号
公報には、小径ロールと温間圧延を組合わせ、特に冷間
圧延の後半に温間圧延を施す、薄手方向性けい素鋼板の
製造方法が提案されているが、冷間圧延後半の温間圧延
は、板の形状制御が困難で、また回復が起こり易いため
適正温度範囲が狭いところに問題が残る。
1223号各公報には、冷間圧延において50〜350 ℃或いは
50〜500 ℃の温度域での圧延を施すことによって、冷間
圧延時に生じるすべりを変化して２次再結晶に有利な集
合組織を得ることが示されている。しかしながら上記の
温間圧延は圧延自体が不安定になる等の技術的問題もあ
り、得られる効果に比べて実施に手間がかかるため、工
業的規模での適用は難しい。さらに特開平２−282422号
公報には、小径ロールと温間圧延を組合わせ、特に冷間
圧延の後半に温間圧延を施す、薄手方向性けい素鋼板の
製造方法が提案されているが、冷間圧延後半の温間圧延
は、板の形状制御が困難で、また回復が起こり易いため
適正温度範囲が狭いところに問題が残る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】ところで２次再結晶に
有利な集合組織には｛１１０｝＜００１＞方位粒の存在
が重要であるが、この結晶粒に蚕食されるマトリックス
の集合組織も極めて重要である。特に｛１１０｝＜００
１＞方位と｛１１１｝＜１１２＞方位とは良い対応関係
があり、両者のバランスの採り方によって２次再結晶粒
の成長挙動が左右されることがある。上記の従来技術
は、冷間圧延工程で不安定方位である｛１１０｝＜００
１＞方位粒を如何に保存するかに腐心しているが、同時
に｛１１１｝＜１１２＞方位粒とのバランスを適切に採
らないと２次再結晶は不安定になり、｛１１０｝＜００
１＞方位粒を保存した効果をほとんど有効利用できな
い。そこでこの発明は上記の問題を解消し、もって磁気
特性の優れた方向性けい素鋼板を有利に製造し得る方法
について提案することを目的とする。
有利な集合組織には｛１１０｝＜００１＞方位粒の存在
が重要であるが、この結晶粒に蚕食されるマトリックス
の集合組織も極めて重要である。特に｛１１０｝＜００
１＞方位と｛１１１｝＜１１２＞方位とは良い対応関係
があり、両者のバランスの採り方によって２次再結晶粒
の成長挙動が左右されることがある。上記の従来技術
は、冷間圧延工程で不安定方位である｛１１０｝＜００
１＞方位粒を如何に保存するかに腐心しているが、同時
に｛１１１｝＜１１２＞方位粒とのバランスを適切に採
らないと２次再結晶は不安定になり、｛１１０｝＜００
１＞方位粒を保存した効果をほとんど有効利用できな
い。そこでこの発明は上記の問題を解消し、もって磁気
特性の優れた方向性けい素鋼板を有利に製造し得る方法
について提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この発明は、Ｃ：0.02〜
0.10wt％（以下単に％で示す）、Si：2.5 〜4.5 ％、M
n：0.05〜0.15％及びSb：0.01〜0.04％を含み、さらにS
e：0.01〜0.04％及びＳ：0.01〜0.04％のいずれか少な
くとも１種を含有する組成になる鋼スラブを熱間圧延
し、少なくとも最終冷間圧延前に900 〜1150℃の温度域
での連続焼鈍後に急速冷却し次いで圧下率：40〜90％の
範囲の圧延を行う、１回又は２回以上の冷間圧延を施
し、引続き脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍を施す一連の
工程によって方向性けい素鋼板を製造するに当たり、該
最終冷間圧延は、50〜150 mm径の小径ロールを用いた複
数パスにて、全圧下率の30％までの前段は150 〜350 ℃
の温度域で行い、残りの後段は150 ℃未満の温度域で行
うことを特徴とする磁気特性の優れた方向性けい素鋼板
の製造方法である。またこの発明は、さらにsol.Al：0.
01〜0.06wt％及びＮ：0.003 〜0.015 wt％を含有した組
成になる鋼スラブを用いる磁気特性の優れた方向性けい
素鋼板の製造方法である。
0.10wt％（以下単に％で示す）、Si：2.5 〜4.5 ％、M
n：0.05〜0.15％及びSb：0.01〜0.04％を含み、さらにS
e：0.01〜0.04％及びＳ：0.01〜0.04％のいずれか少な
くとも１種を含有する組成になる鋼スラブを熱間圧延
し、少なくとも最終冷間圧延前に900 〜1150℃の温度域
での連続焼鈍後に急速冷却し次いで圧下率：40〜90％の
範囲の圧延を行う、１回又は２回以上の冷間圧延を施
し、引続き脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍を施す一連の
工程によって方向性けい素鋼板を製造するに当たり、該
最終冷間圧延は、50〜150 mm径の小径ロールを用いた複
数パスにて、全圧下率の30％までの前段は150 〜350 ℃
の温度域で行い、残りの後段は150 ℃未満の温度域で行
うことを特徴とする磁気特性の優れた方向性けい素鋼板
の製造方法である。またこの発明は、さらにsol.Al：0.
01〜0.06wt％及びＮ：0.003 〜0.015 wt％を含有した組
成になる鋼スラブを用いる磁気特性の優れた方向性けい
素鋼板の製造方法である。
【０００８】以下この発明の基礎となった実験結果を詳
細に説明する。発明者らは、２次再結晶に及ぼす温間圧
延の影響に関する実験を行った。実験は、Ｃ：0.045
％、Si：3.35％、Mn：0.08％、Se：0.018 ％、Ｓ：0.01
0％、Sb：0.024 ％を含み残部鉄及び不可避不純物から
なる、板厚0.78mmの中間焼鈍後の冷延板を出発材料とし
た。この冷延板を４パスの冷間圧延にて最終板厚：0.27
mmに仕上げるに当たり、温間圧延が最も効果的に作用す
る条件を明らかにするために、各パス毎に温間圧延を行
った。温間圧延は、300 ℃で２分間の加熱後にただちに
圧延を行うものとし、また圧延機のロール径は100 mmと
した。温間圧延後は、湿水素中にて820 ℃で３分間の脱
炭焼鈍を施してから、中で850 ℃で50時間の２次再結晶
焼鈍と、Ｈ2 雰囲気にて1200℃で５時間の最終仕上焼鈍
を行った。得られた製品の磁気特性について調べた結果
を表１に示す。
細に説明する。発明者らは、２次再結晶に及ぼす温間圧
延の影響に関する実験を行った。実験は、Ｃ：0.045
％、Si：3.35％、Mn：0.08％、Se：0.018 ％、Ｓ：0.01
0％、Sb：0.024 ％を含み残部鉄及び不可避不純物から
なる、板厚0.78mmの中間焼鈍後の冷延板を出発材料とし
た。この冷延板を４パスの冷間圧延にて最終板厚：0.27
mmに仕上げるに当たり、温間圧延が最も効果的に作用す
る条件を明らかにするために、各パス毎に温間圧延を行
った。温間圧延は、300 ℃で２分間の加熱後にただちに
圧延を行うものとし、また圧延機のロール径は100 mmと
した。温間圧延後は、湿水素中にて820 ℃で３分間の脱
炭焼鈍を施してから、中で850 ℃で50時間の２次再結晶
焼鈍と、Ｈ2 雰囲気にて1200℃で５時間の最終仕上焼鈍
を行った。得られた製品の磁気特性について調べた結果
を表１に示す。
【０００９】
【００１０】同表から、温間圧延を施した鋼板は冷間圧
延のみを施した鋼板よりも磁気特性に優れること、特に
圧延の前段、中でも第１パスのみを温間圧延とした実験
No.3は同No.2のように全て温間圧延とした場合よりもむ
しろ優れた特性の鋼板が得られることが判明した。
延のみを施した鋼板よりも磁気特性に優れること、特に
圧延の前段、中でも第１パスのみを温間圧延とした実験
No.3は同No.2のように全て温間圧延とした場合よりもむ
しろ優れた特性の鋼板が得られることが判明した。
【００１１】次に温間圧延における圧延ロール径の最適
化について実験を行った。実験は上記の実験と同様に0.
60mmまでの温間圧延を100 mm径のロールで行い、その後
種々の径のロールにより残りの圧延を行った。得られた
製品の磁気特性について調べた結果を表２に示す。
化について実験を行った。実験は上記の実験と同様に0.
60mmまでの温間圧延を100 mm径のロールで行い、その後
種々の径のロールにより残りの圧延を行った。得られた
製品の磁気特性について調べた結果を表２に示す。
【００１２】
【００１３】同表に示した結果から、最終冷延の前段で
温間圧延を施した後150 mm以下の小径ロールで圧延を行
うことによって、温間圧延の効果を高い効率で引出せる
ことが判る。この理由は必ずしも明らかではないが、温
間圧延によって｛１１０｝＜００１＞方位の集積を損な
うことなしに、｛１１１｝＜１１２＞方位の集積も顕著
に図られることが、Ｘ線回折の結果から判明している。
温間圧延を施した後150 mm以下の小径ロールで圧延を行
うことによって、温間圧延の効果を高い効率で引出せる
ことが判る。この理由は必ずしも明らかではないが、温
間圧延によって｛１１０｝＜００１＞方位の集積を損な
うことなしに、｛１１１｝＜１１２＞方位の集積も顕著
に図られることが、Ｘ線回折の結果から判明している。
【００１４】さらに温間圧延における温度及び圧下率に
ついても、実験を行った。まず温間圧延温度に関する実
験は、Ｃ：0.045 ％、Si：3.32％、Mn：0.07％、Se：0.
021 ％、Sb：0.026 ％を含み残部鉄及び不可避不純物か
らなる連鋳スラブを1430℃で15分間加熱した後板厚2.7m
m の熱延板とし、次いで1000℃で30ｓの熱延板焼鈍後に
１回目の冷間圧延にて0.78mm厚まで圧延し、1050℃で60
ｓの中間焼鈍後にロール径90mmのリバースミルにて２回
目の冷間圧延を施した。ここで２回目の冷間圧延は、ミ
ル入口に設けた誘導加熱装置により鋼板温度を50〜400
℃の範囲の種々の温度に変化して0.55mm厚まで圧延し、
その後ストリップクーラントにより室温まで冷却してか
ら0.27mmの最終板厚に仕上げた。さらに湿水素中にて82
0 ℃で３分間の脱炭焼鈍を施してから、MgO を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布後に最終仕上焼鈍を行った。得ら
れた製品の磁気特性について調べた結果を図１に示すよ
うに、150 〜350 ℃の温度域での温間圧延を経た鋼板で
良好な磁気特性が得られた。
ついても、実験を行った。まず温間圧延温度に関する実
験は、Ｃ：0.045 ％、Si：3.32％、Mn：0.07％、Se：0.
021 ％、Sb：0.026 ％を含み残部鉄及び不可避不純物か
らなる連鋳スラブを1430℃で15分間加熱した後板厚2.7m
m の熱延板とし、次いで1000℃で30ｓの熱延板焼鈍後に
１回目の冷間圧延にて0.78mm厚まで圧延し、1050℃で60
ｓの中間焼鈍後にロール径90mmのリバースミルにて２回
目の冷間圧延を施した。ここで２回目の冷間圧延は、ミ
ル入口に設けた誘導加熱装置により鋼板温度を50〜400
℃の範囲の種々の温度に変化して0.55mm厚まで圧延し、
その後ストリップクーラントにより室温まで冷却してか
ら0.27mmの最終板厚に仕上げた。さらに湿水素中にて82
0 ℃で３分間の脱炭焼鈍を施してから、MgO を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布後に最終仕上焼鈍を行った。得ら
れた製品の磁気特性について調べた結果を図１に示すよ
うに、150 〜350 ℃の温度域での温間圧延を経た鋼板で
良好な磁気特性が得られた。
【００１５】次に温間圧延圧下率に関する実験は、Ｃ：
0.040 ％、Si：3.35％、Mn：0.07％、Se：0.015 ％、S
b：0.022 ％、Cu：0.08％、Ｓ：0.008 ％を含み残部鉄
及び不可避不純物からなる連鋳スラブを1430℃で15分間
加熱した後板厚2.7mm の熱延板とし、次いで1000℃で30
ｓの熱延板焼鈍後に１回目の冷間圧延にて0.78mm厚まで
圧延し、1050℃で60ｓの中間焼鈍後にロール径120mm の
リバースミルにて２回目の冷間圧延を施した。ここで２
回目の冷間圧延は、ミル入口に設けた誘導加熱装置によ
り鋼板温度を250 ℃とした上で、圧下率を種々に変化し
た圧延を行い、その後ストリップクーラントにより室温
まで冷却してから0.27mmの最終板厚に仕上げた。さらに
湿水素中にて820 ℃で３分間の脱炭焼鈍を施してから、
MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布後に最終仕上焼鈍
を行った。得られた製品の磁気特性について調べた結果
を図２に示すように、圧下率30％以下での温間圧延を経
た鋼板で良好な磁気特性が得られた。
0.040 ％、Si：3.35％、Mn：0.07％、Se：0.015 ％、S
b：0.022 ％、Cu：0.08％、Ｓ：0.008 ％を含み残部鉄
及び不可避不純物からなる連鋳スラブを1430℃で15分間
加熱した後板厚2.7mm の熱延板とし、次いで1000℃で30
ｓの熱延板焼鈍後に１回目の冷間圧延にて0.78mm厚まで
圧延し、1050℃で60ｓの中間焼鈍後にロール径120mm の
リバースミルにて２回目の冷間圧延を施した。ここで２
回目の冷間圧延は、ミル入口に設けた誘導加熱装置によ
り鋼板温度を250 ℃とした上で、圧下率を種々に変化し
た圧延を行い、その後ストリップクーラントにより室温
まで冷却してから0.27mmの最終板厚に仕上げた。さらに
湿水素中にて820 ℃で３分間の脱炭焼鈍を施してから、
MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布後に最終仕上焼鈍
を行った。得られた製品の磁気特性について調べた結果
を図２に示すように、圧下率30％以下での温間圧延を経
た鋼板で良好な磁気特性が得られた。
【００１６】
【作用】この発明の出発材となる鋼スラブは、Ｃ：0.02
〜0.10％、Si：2.5 〜4.5 ％、Mn：0.05〜0.15％、Sb：
0.01〜0.04％を含み、さらにSe：0.01〜0.04％及びＳ：
0.01〜0.04％を含有する成分組成、またこの成分組成
に、sol.Al：0.01〜0.06％及びＮ：0.003 〜0.015 ％を
含有する成分組成が適合する。以下に各成分の含有量の
限定理由を説明する。 Ｃ：0.02〜0.10％ Ｃは、熱延時にγ変態を利用するために0.02％以上は必
要であるが、0.10％を越すと後工程の脱炭焼鈍が困難と
なる。 Si：2.5 〜4.5 ％ Siは、2.5 ％より少ない場合は電気抵抗が低く鉄損特性
の向上が望めず、一方4.5 ％を越すと冷間圧延が著しく
困難となる。 Mn：0.05〜0.15％、Se及び／又はＳ：0.01〜0.04％ MnとSe及びＳは、MnSe, MnS を形成するために必要な成
分であり、Mnの適量は0.03〜0.15％、Se及び／又はＳは
0.01％より少ないとMnSe, MnS の量が不足し、0.04％を
越すと均一微細なサイズに分散析出させることが困難と
なる。 Sb：0.01〜0.04％ Sbはインヒビターの補強のほか、温間圧延を行う場合に
鋼板の酸化抑制に寄与し、0.01％に満たないと効果に乏
しく、一方0.04％をこえると脱炭性が著しく阻害され
る。 sol.Al：0.01〜0.06％、Ｎ：0.003 〜0.015 ％ Al及びＮはAlN を形成するにはそれぞれ0.01％及び0.00
3 ％は必要であり、一方0.06％及び0.015 ％をこえると
焼鈍後に、ブリスターと呼ばれるふくれ欠陥が生じやす
いので好ましくない。
〜0.10％、Si：2.5 〜4.5 ％、Mn：0.05〜0.15％、Sb：
0.01〜0.04％を含み、さらにSe：0.01〜0.04％及びＳ：
0.01〜0.04％を含有する成分組成、またこの成分組成
に、sol.Al：0.01〜0.06％及びＮ：0.003 〜0.015 ％を
含有する成分組成が適合する。以下に各成分の含有量の
限定理由を説明する。 Ｃ：0.02〜0.10％ Ｃは、熱延時にγ変態を利用するために0.02％以上は必
要であるが、0.10％を越すと後工程の脱炭焼鈍が困難と
なる。 Si：2.5 〜4.5 ％ Siは、2.5 ％より少ない場合は電気抵抗が低く鉄損特性
の向上が望めず、一方4.5 ％を越すと冷間圧延が著しく
困難となる。 Mn：0.05〜0.15％、Se及び／又はＳ：0.01〜0.04％ MnとSe及びＳは、MnSe, MnS を形成するために必要な成
分であり、Mnの適量は0.03〜0.15％、Se及び／又はＳは
0.01％より少ないとMnSe, MnS の量が不足し、0.04％を
越すと均一微細なサイズに分散析出させることが困難と
なる。 Sb：0.01〜0.04％ Sbはインヒビターの補強のほか、温間圧延を行う場合に
鋼板の酸化抑制に寄与し、0.01％に満たないと効果に乏
しく、一方0.04％をこえると脱炭性が著しく阻害され
る。 sol.Al：0.01〜0.06％、Ｎ：0.003 〜0.015 ％ Al及びＮはAlN を形成するにはそれぞれ0.01％及び0.00
3 ％は必要であり、一方0.06％及び0.015 ％をこえると
焼鈍後に、ブリスターと呼ばれるふくれ欠陥が生じやす
いので好ましくない。
【００１７】なお上記成分の他にも、Cu, Sn, Cr, Ni及
びMo等公知の元素を１種あるいは複合で含むことは問題
ない。これらの元素の添加量の許容最高値は、Cu, Sn,
Cr,Niは0.3 ％、Moは0.10％である。すなわちCu, Sn, C
r, Ni等については、0.3 ％を越すと磁気特性が劣化す
るだけでなく、酸洗性、脱炭性が悪くなり好ましくな
い。またMoについても0.05％を越すと著しく脱炭性を阻
害するため好ましくない。
びMo等公知の元素を１種あるいは複合で含むことは問題
ない。これらの元素の添加量の許容最高値は、Cu, Sn,
Cr,Niは0.3 ％、Moは0.10％である。すなわちCu, Sn, C
r, Ni等については、0.3 ％を越すと磁気特性が劣化す
るだけでなく、酸洗性、脱炭性が悪くなり好ましくな
い。またMoについても0.05％を越すと著しく脱炭性を阻
害するため好ましくない。
【００１８】上記成分組成になる溶鋼は、常法に従う製
鋼及び鋳造工程にてスラブとなし、1350℃以上の高温で
インヒビター成分の溶体化処理を施したのち、熱間圧延
により熱延板とする。
鋼及び鋳造工程にてスラブとなし、1350℃以上の高温で
インヒビター成分の溶体化処理を施したのち、熱間圧延
により熱延板とする。
【００１９】次いで熱延板焼鈍後に１回又は中間焼鈍を
挟む２回以上の冷間圧延を行うが、それぞれ圧下率は40
〜90％が必要で、圧下率がこの範囲を外れると良好な２
次再結晶組織が得られない。さらに最終冷延は、50〜15
0 mmの小径ロールを用いた複数パスにて、全圧下率の30
％までの前段は150 〜350 ℃の温度域で行い、残りの後
段は150 ℃未満の温度域で行うことが肝要である。ここ
で温間圧延は150 ℃未満であると｛１１０｝＜００１＞
方位粒の形成が困難であり、一方350℃をこえると回復
が起こって温間圧延による効果が減少する。さらに最終
冷延の前段、すなわち全圧下率の30％までを温間圧延に
することで低鉄損化をはかれるが、全圧下率が30％をこ
えたパスを温間圧延とすると、板形状の悪化をまねく等
の操業上の問題が発生するばかりか、集合組織のバラン
スが損なわれる。また最終冷延の後段を150 ℃以上の温
度域で行うと、２次再結晶粒の成長に有利な｛１１０｝
＜００１＞方位粒の減少が著しく、前段の温間圧延の効
果を十分に発揮できない。なおロール径は、50mmより小
さいと圧延速度を増すことが困難になり、一方150 mmを
こえると｛１１０｝＜００１＞方位粒の保存が困難にな
る。
挟む２回以上の冷間圧延を行うが、それぞれ圧下率は40
〜90％が必要で、圧下率がこの範囲を外れると良好な２
次再結晶組織が得られない。さらに最終冷延は、50〜15
0 mmの小径ロールを用いた複数パスにて、全圧下率の30
％までの前段は150 〜350 ℃の温度域で行い、残りの後
段は150 ℃未満の温度域で行うことが肝要である。ここ
で温間圧延は150 ℃未満であると｛１１０｝＜００１＞
方位粒の形成が困難であり、一方350℃をこえると回復
が起こって温間圧延による効果が減少する。さらに最終
冷延の前段、すなわち全圧下率の30％までを温間圧延に
することで低鉄損化をはかれるが、全圧下率が30％をこ
えたパスを温間圧延とすると、板形状の悪化をまねく等
の操業上の問題が発生するばかりか、集合組織のバラン
スが損なわれる。また最終冷延の後段を150 ℃以上の温
度域で行うと、２次再結晶粒の成長に有利な｛１１０｝
＜００１＞方位粒の減少が著しく、前段の温間圧延の効
果を十分に発揮できない。なおロール径は、50mmより小
さいと圧延速度を増すことが困難になり、一方150 mmを
こえると｛１１０｝＜００１＞方位粒の保存が困難にな
る。
【００２０】
【実施例】実施例１
表３に示す組成になる溶鋼を連続鋳造によりスラブと
し、1430℃で15分の高温再加熱後、板厚2.0mm の熱延板
とし、1000℃で30ｓの熱延板焼鈍後に１回目の冷間圧延
を行って0.62mm厚の冷延板としてから、1100℃で60ｓの
中間焼鈍を施した。その後ロール径が80mm及び350 mmの
ミルでそれぞれ0.45mm厚までの圧延を250℃の温度域で
行い、次いで室温での冷間圧延を行って0.23mmの最終板
厚に仕上げた。次いで湿水素雰囲気で８２０℃で２分間
の脱炭焼鈍を施した後MgO を主成分とした焼鈍分離剤を
塗布してから、Ｎ2 雰囲気にて８５０℃で２次再結晶焼
鈍、そして仕上焼鈍を施した。かくして得られた製品の
磁気特性について調べた結果を表４に示すように、この
発明の適用により、良好な磁気特性が得られた。
し、1430℃で15分の高温再加熱後、板厚2.0mm の熱延板
とし、1000℃で30ｓの熱延板焼鈍後に１回目の冷間圧延
を行って0.62mm厚の冷延板としてから、1100℃で60ｓの
中間焼鈍を施した。その後ロール径が80mm及び350 mmの
ミルでそれぞれ0.45mm厚までの圧延を250℃の温度域で
行い、次いで室温での冷間圧延を行って0.23mmの最終板
厚に仕上げた。次いで湿水素雰囲気で８２０℃で２分間
の脱炭焼鈍を施した後MgO を主成分とした焼鈍分離剤を
塗布してから、Ｎ2 雰囲気にて８５０℃で２次再結晶焼
鈍、そして仕上焼鈍を施した。かくして得られた製品の
磁気特性について調べた結果を表４に示すように、この
発明の適用により、良好な磁気特性が得られた。
【００２１】
【００２２】
【００２３】実施例２
Ｃ：0.078 ％、Si：3.30％、Mn：0.07％、Se：0.019
％、Sb：0.022 ％、Cu：0.08％、sol.Al：0.026 ％、
Ｎ：0.0085％を含み残部鉄及び不可避不純物からなる連
鋳スラブを1420℃で25分間加熱後、熱間圧延して板厚2.
4mm の熱延板とし、その後熱延板に1100℃で60ｓの熱延
板焼鈍を施してから室温まで急冷し、引き続きロール径
100mm のリバースミルにて冷間圧延を施した。冷間圧延
は、ミル入口に設けた誘導加熱装置により鋼板温度を30
0 ℃として1.8 mm厚まで圧延し、その後ストリップクー
ラントにより室温まで冷却してから0.30mmの最終板厚に
仕上げた。また比較として、温間圧延を省略して0.30mm
の最終板厚に仕上げる冷間圧延も行った。さらに湿水素
中にて８５０℃で４分間の脱炭焼鈍を施した後MgO を主
成分とした焼鈍分離剤を塗布してから、Ｎ2 ：２５％，
Ｈ2 ：７５％の雰囲気にて２次再結晶焼鈍、仕上焼鈍を
施した。かくして得られた製品の磁気特性について調べ
たところ、 適合例：Ｂ8 ＝1.94Ｔ，Ｗ17/50 ＝0.98 W/kg 比較例：Ｂ8 ＝1.86Ｔ，Ｗ17/50 ＝1.25 W/kg であった。
％、Sb：0.022 ％、Cu：0.08％、sol.Al：0.026 ％、
Ｎ：0.0085％を含み残部鉄及び不可避不純物からなる連
鋳スラブを1420℃で25分間加熱後、熱間圧延して板厚2.
4mm の熱延板とし、その後熱延板に1100℃で60ｓの熱延
板焼鈍を施してから室温まで急冷し、引き続きロール径
100mm のリバースミルにて冷間圧延を施した。冷間圧延
は、ミル入口に設けた誘導加熱装置により鋼板温度を30
0 ℃として1.8 mm厚まで圧延し、その後ストリップクー
ラントにより室温まで冷却してから0.30mmの最終板厚に
仕上げた。また比較として、温間圧延を省略して0.30mm
の最終板厚に仕上げる冷間圧延も行った。さらに湿水素
中にて８５０℃で４分間の脱炭焼鈍を施した後MgO を主
成分とした焼鈍分離剤を塗布してから、Ｎ2 ：２５％，
Ｈ2 ：７５％の雰囲気にて２次再結晶焼鈍、仕上焼鈍を
施した。かくして得られた製品の磁気特性について調べ
たところ、 適合例：Ｂ8 ＝1.94Ｔ，Ｗ17/50 ＝0.98 W/kg 比較例：Ｂ8 ＝1.86Ｔ，Ｗ17/50 ＝1.25 W/kg であった。
【００２４】実施例３
表５に示す組成になる溶鋼を連続鋳造によりスラブと
し、1430℃で15分間の高温再加熱後、板厚2.7mm の熱延
板とし、1000℃で30ｓの熱延板焼鈍後に１回目の冷間圧
延を行って1.50mm厚の冷延板としてから、1100℃で60ｓ
の中間焼鈍を施した。その後ロール径が80mm及び350 mm
のミルでそれぞれ1.10mm厚までの圧延を300 ℃の温度域
で行い、次いで室温での冷間圧延を行って0.23mmの最終
板厚に仕上げた。次いで湿水素雰囲気で８５０℃で２分
間の脱炭焼鈍を施した後MgO を主成分とした焼鈍分離剤
を塗布してから、Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％雰囲気に
て２次再結晶焼鈍、仕上焼鈍を施した。かくして得られ
た製品の磁気特性について調べた結果を表６に示すよう
に、この発明の適用により、良好な磁気特性が得られ
た。
し、1430℃で15分間の高温再加熱後、板厚2.7mm の熱延
板とし、1000℃で30ｓの熱延板焼鈍後に１回目の冷間圧
延を行って1.50mm厚の冷延板としてから、1100℃で60ｓ
の中間焼鈍を施した。その後ロール径が80mm及び350 mm
のミルでそれぞれ1.10mm厚までの圧延を300 ℃の温度域
で行い、次いで室温での冷間圧延を行って0.23mmの最終
板厚に仕上げた。次いで湿水素雰囲気で８５０℃で２分
間の脱炭焼鈍を施した後MgO を主成分とした焼鈍分離剤
を塗布してから、Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％雰囲気に
て２次再結晶焼鈍、仕上焼鈍を施した。かくして得られ
た製品の磁気特性について調べた結果を表６に示すよう
に、この発明の適用により、良好な磁気特性が得られ
た。
【００２５】
【００２６】
【００２７】
【発明の効果】この発明によれば、２次再結晶に有利な
集合組織を得るための温間圧延に最適の条件を与えるこ
とができ、よって優れた磁気特性の方向性けい素鋼板を
提供し得る。
集合組織を得るための温間圧延に最適の条件を与えるこ
とができ、よって優れた磁気特性の方向性けい素鋼板を
提供し得る。
【図１】磁気特性に及ぼす圧延温度の影響を示すグラフ
である。
である。
【図２】磁気特性に及ぼす圧延圧下率の影響を示すグラ
フである。
フである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 竹内 文彦
千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式
会社技術研究本部内
(72)発明者 小原 隆史
千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式
会社技術研究本部内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.02〜0.10wt％、Si：2.5 〜4.5 wt
％、Mn：0.05〜0.15wt％及びSb：0.01〜0.04wt％を含
み、さらにSe：0.01〜0.04wt％及びＳ：0.01〜0.04wt％
のいずれか少なくとも１種を含有する組成になる鋼スラ
ブを熱間圧延し、少なくとも最終冷間圧延前に900 〜11
50℃の温度域での連続焼鈍後に急速冷却し次いで圧下
率：40〜90％の範囲の圧延を行う、１回又は２回以上の
冷間圧延を施し、引続き脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍
を施す一連の工程によって方向性けい素鋼板を製造する
に当たり、該最終冷間圧延は、50〜150 mm径の小径ロー
ルを用いた複数パスにて、全圧下率の30％までの前段は
150 〜350 ℃の温度域で行い、残りの後段は150℃未満
の温度域で行うことを特徴とする磁気特性の優れた方向
性けい素鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 鋼スラブは、さらにsol.Al：0.01〜0.06
wt％及びＮ：0.003〜0.015 wt％を含有する組成になる
請求項１に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21323491A JPH0533056A (ja) | 1991-07-31 | 1991-07-31 | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21323491A JPH0533056A (ja) | 1991-07-31 | 1991-07-31 | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0533056A true JPH0533056A (ja) | 1993-02-09 |
Family
ID=16635752
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21323491A Pending JPH0533056A (ja) | 1991-07-31 | 1991-07-31 | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0533056A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07268469A (ja) * | 1994-03-29 | 1995-10-17 | Nippon Steel Corp | 高磁束密度一方向性電磁鋼板用板材 |
| EP0723026A1 (en) * | 1993-07-22 | 1996-07-24 | Kawasaki Steel Corporation | Method of cold rolling grain-oriented silicon steel sheet having excellent and uniform magnetic characteristics along rolling direction of coil and a roll cooling controller for cold rolling mill using the cold rolling method |
| US8236110B2 (en) | 2007-04-24 | 2012-08-07 | Nippon Steel Corporation | Method of producing grain-oriented electrical steel sheet |
| CN116460139A (zh) * | 2023-03-23 | 2023-07-21 | 首钢智新迁安电磁材料有限公司 | 一种超薄高磁感取向硅钢及其轧制方法 |
-
1991
- 1991-07-31 JP JP21323491A patent/JPH0533056A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0723026A1 (en) * | 1993-07-22 | 1996-07-24 | Kawasaki Steel Corporation | Method of cold rolling grain-oriented silicon steel sheet having excellent and uniform magnetic characteristics along rolling direction of coil and a roll cooling controller for cold rolling mill using the cold rolling method |
| JPH07268469A (ja) * | 1994-03-29 | 1995-10-17 | Nippon Steel Corp | 高磁束密度一方向性電磁鋼板用板材 |
| US8236110B2 (en) | 2007-04-24 | 2012-08-07 | Nippon Steel Corporation | Method of producing grain-oriented electrical steel sheet |
| CN116460139A (zh) * | 2023-03-23 | 2023-07-21 | 首钢智新迁安电磁材料有限公司 | 一种超薄高磁感取向硅钢及其轧制方法 |
| CN116460139B (zh) * | 2023-03-23 | 2024-01-02 | 首钢智新迁安电磁材料有限公司 | 一种超薄高磁感取向硅钢及其轧制方法 |
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