JPH0586455B2 - - Google Patents
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- JPH0586455B2 JPH0586455B2 JP86137978A JP13797886A JPH0586455B2 JP H0586455 B2 JPH0586455 B2 JP H0586455B2 JP 86137978 A JP86137978 A JP 86137978A JP 13797886 A JP13797886 A JP 13797886A JP H0586455 B2 JPH0586455 B2 JP H0586455B2
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Description
〔産業上の利用分野〕
この発明は軟磁気特性の優れた無方向性珪素鉄
板の製造方法に関する。 〔従来の技術及びその問題点〕 珪素鉄合金は優れた軟磁気特性を有しており、
従来から電力用の磁心や回転機用の材料として多
量に使用されている。この軟磁気特性は珪素の含
有量が多いほど向上し、6.5wt％付近でピークを
示すことが知られている。しかしながら珪素含有
量が増すと、急激に延びが低下するため通常の冷
間圧延ができず、4wt％以上の珪素を含む薄板を
工業的に製造することは不可能であつた。 本発明はこのような事情に鑑みなされたもの
で、圧延方式により無方向性珪素鉄板を能率的に
製造することができる方法を提供するものであ
る。 〔問題を解決するための手段〕 本発明においては、まず、Si：４〜7wt％、
Mn：0.5wt％以下、Ｐ：0.005〜0.1wt％、Ｓ：
0.02wt％以下、Al：2wt％以下を含有する鉄合金
を溶製する。この合金を造塊または連続鋳造によ
り鋳造後、分塊及び粗圧延または粗圧延を1000℃
〜1350℃、累積圧下率50％〜95％で行い、更に仕
上熱間圧延を下記するような所定の条件で行つた
後、750℃〜500℃で巻取る。次いで、熱延板表面
のスケールを酸洗或いは研削等の手段により除去
する脱スケール処理を施し、必要に応じてトリミ
ングを施した後、冷間圧延または温間圧延を行
う。次いで、このようにして得られた冷延板（温
間圧延によるものを含む）に磁気特性を付与する
ための焼鈍を施す。この焼鈍は冷延板を800℃以
上の温度に加熱して行う。 また、冷間加工性等の向上を目的として、仕上
熱延後、脱スケール処理の前または後において
750℃〜250℃の熱延板焼鈍を行うことができ、ま
た同様の目的の下に、上記熱延板焼鈍とは別に或
いは熱延板焼鈍とともに、冷間圧延または温間圧
延の途中で、圧延をはさんで750℃〜250℃の中間
焼鈍を行うことができる。 本発明において最も特徴的なのは、仕上熱間圧
延条件であり、1100℃以下で累積圧下率Ｒ（％）
の圧延を施し、750℃以下で巻取るものである。 この累積圧下率Ｒ（％）は次のように定義され
る。 ｄ（mm）を仕上熱間圧延前の平均結晶粒径とし、
λ0が次式で与えられる時、 λ0＝1.90−0.26×Si（wt％） ｄ＞λ0ならば Ｒ（％）≧（１−λ0／ｄ）
×100 ｄ≦λ0ならば Ｒ（％）≧０ ここで、Ｒ（％）＝０の場合は、当然に仕上熱間
圧延を行わないことになるが、本発明法はこのよ
うな仕上熱間圧延を行わない場合も含む。 以下、本発明を詳細に説明する。 本発明者らは上記した高珪素鉄板の冷間圧延性
改善について種々の実験・研究を行つた結果、仕
上熱間圧延前の組織に応じて仕上熱間圧延条件を
選定すれば冷間圧延性の優れた熱延板が得られる
こと、更には、珪素鉄板の冷間圧延性は一つの熱
延板組織パラメータにより規定されることを見い
出した。 第１図に仕上熱間圧延前の平均結晶粒径ｄ（mm）
を横軸に、仕上熱間圧延時の累積熱延圧下率Ｒ
（％）を縦軸にとつた場合の6.5wt％珪素鉄合金の
冷間圧延性を示す。このグラフは50Kgインゴツト
をもとに、種々の方法で平均結晶粒径の異なるサ
ンプルを作成し、それらを1000℃で均熱後６パス
で各累積圧下率だけ仕上熱間圧延して得たもので
ある。なお、仕上げ温度は650±10℃である。図
中、○印は累積圧下率85％で冷間圧延した場合、
ストリツプエツジ部に割れが発生せず、冷間圧延
性が良好であることを示しており、×印は冷間圧
延の初期に割れが発生し、その後の冷間圧延が不
可能であつたことを示している。この図から、仕
上熱間圧延前の平均粒径ｄ（mm）が大きいと、熱
延圧下率を大きくしないと冷間圧延できない（例
えば平均粒径３mmの場合、95％以上の累積熱延圧
下率が必要）のに対して、平均粒径が小さくなる
と仕上熱間圧延時の熱延圧下率は小さくても冷間
圧延可能（例えば平均粒径0.32mmの場合、累積熱
延圧下率40％でも冷間圧延可能）となること、仕
上熱間圧延前の平均粒径がある値以下ならば仕上
熱間圧延することなしに冷間圧延可能となること
がわかる。 前述した仕上熱間圧延で得られる組織は圧延方
向に結晶粒が展伸した繊維状、もしくは層状の組
織であるのに対して、第１図で仕上熱間圧延時の
累積圧下率がゼロの場合の材料の組織はポリゴナ
ルである。この結果から冷間圧延性はこのような
組織の違いによらず、板厚方向平均粒界間隔λ
（mm）という組織パラメータを導入すると統一的
に説明できることが判明した。λは繊維状（層
状）組織の場合、板厚方向の平均粒径に相当し、
ポリゴナル組織の場合は平均粒径そのものであ
る。ところで、この合金系の再結晶温度は1000〜
1100℃である。このため圧延開始温度1100℃以下
の仕上熱間圧延で得られる繊維状（層状）組織の
λは、この温度領域では再結晶がほとんど起こら
ず結晶粒が単に板厚方向に一様につぶされるだけ
のため、仕上熱間圧延前の平均粒径と累積熱延圧
下率により計算される値とよく合う。第１図の曲
線はλが0.2mmとなるために必要な累積熱延圧下
率を算出しプロツトしたものである。この曲線は
冷間圧延可能域と不可能域の境界と非常に良い一
致を示す。これより6.5wt％珪素鉄合金ではλを
0.2mm以下にすれば結晶粒の形によらず冷間圧延
可能となることがわかる。このλ＝0.2mmを臨界
値と考えλ0で表わすとλ0は珪素含有量により変化
する。即ち、１〜6wt％珪素を含有する合金につ
いて第１図と同様の試験によりλ0を求めた結果、
第２図が得られた。この結果からλ0を珪素含有量
の関数として表わすと、 λ0＝1.90−0.26×Si（wt％） となる。 以上の結果により冷間圧延可能な熱延板を製造
する仕上熱間圧延条件を明らかにすることができ
た。しかし通常の製造工程で得られるインゴツト
或は連続鋳造スラブの平均結晶粒径は粗大なもの
であり、仕上熱間圧延で板厚方向平均粒界間隔を
λ0以下まで細粒とするためには、その累積圧下率
が極めて大きくなり熱間圧延段階で割れてしま
う。そこで仕上熱間圧延前にインゴツト或は連続
鋳造スラブの組織を微細化することが必要とな
る。組織の微細化方法として、繊維状（層状）組
織を形成させることでも、ある程度の微細化は達
成されるが、再結晶を利用すれば、より効果的に
細粒化される。本発明者等の行つた検討結果によ
れば、1000℃以上で50％以上の熱間圧延を行えば
高珪素鉄合金を割れのない状態で細粒化すること
ができた。このように仕上熱間圧延前に分塊圧延
もしくは粗圧延として前記条件の熱間圧延を行う
ことによりインゴツトもしくは連続鋳造スラブを
用いて仕上熱延に供する中間素材（粗バー材）を
得ることが可能となる。 以上の知見をまとめると次のようになる。 高珪素鉄板の冷間圧延性は冷間圧延前の板厚
方向平均粒界間隔λ（mm）に依存する。 上述した板厚方向平均粒界間隔を珪素含有量
によつて決められる或る臨界値λ0（mm）以下に
すれば、優れた冷間圧延性が得られる。 上述したλ0を実現するように仕上熱間圧延条
件は規制されるが、それらは仕上熱間圧延前の
平均粒径ｄに応じて決定されなければならな
い。即ち、再結晶が起こらない1100℃以下の仕
上熱間圧延ではλ0とｄの値から幾何学的に決め
られる値｛（１−λ0／ｄ）×100（％）｝だけ圧下
することが必要である。 上記圧下率の仕上熱間圧延を実現するために
は、粗圧延もしくは分塊圧延による細粒化が必
要であり、1000℃以上累積圧下率50％以上の圧
延により細粒化が達成される。 粗圧延等の条件により上述したλ0（mm）より
も小さい板厚方向平均粒界間隔が得られるなら
ば、その材料はそのままで（仕上熱間圧延する
ことなしに）優れた冷間圧延性を示す。 本発明は以上のような知見に基づくもので、以
下各限定条件及びその他の条件を詳細に説明す
る。 鋼の組成 Siは、前述したように軟磁気特性を改善させる
元素であり、その含有量が6.5wt％付近で最も優
れた効果が発揮される。Siは4.0wt％以上で冷間
圧延性が大きな問題となる。またSiが7wt％を超
えると、磁歪の上昇、飽和磁束密度や最大透磁率
の低下等、軟磁気特性の劣化を生じ、冷間圧延性
も極めて悪くなる。以上のようなことからSiは４
〜7wt％の範囲とする。 Mnは、不純物元素としてのＳを固定するため
に添加される。但しMn量が増加すると加工性が
劣化すること、更に、MnSが多くなると軟磁気
特性に対して悪い影響を与えることからMn≦
0.5wt％とする。 Ｐは、鋼の脆性を増大さえ、冷間圧延性を阻害
する元素であるが、同時に鉄損を低下させる作用
があり、本発明では鉄損低下を目的として
0.005wt％以上添加される。本発明では、熱延条
件の規定により冷間圧延性が向上するため、この
ようなＰの適量添加が可能となる。しかしなが
ら、Ｐ量が多くなると加工性が劣化するためＰ≦
0.1wt％とする。 Ｓは、上述したように、できるだけ少ないこと
が望まれる。そこで本発明ではＳ≦0.02wt％と限
定する。 Alは、製鋼時脱酸のために添加される。更に
Alには軟磁気特性を劣化させる固溶Ｎを固定し、
更に鋼中に固溶することにより電気抵抗を上昇さ
せることが知られている。また、Alを添加する
ことにより、析出するAlNの大きさを磁壁の移
動に対する抵抗がほとんど無くなるまでに粗大化
することができる。しかしながらAlを多量に添
加すると加工性が劣化し、更にコストが上昇する
ためAl≦2wt％と限定する。 なお、Ｃは製品の鉄損を増大させ、磁気時効の
主原因となる有害な元素であり、また加工性を低
下させるため少ない方が望ましい。しかしなが
ら、ＣはFe−Si系平衡状態図のγループ拡大元
素であるため、珪素含有量によつて決まる一定量
を添加されると冷却途中にγ−α変態点が現われ
るようになり、それを利用した熱処理が可能とな
る。このためＣは1wt％以下が好ましい。 分塊圧延・粗圧延条件 鋳造された合金は、通常、造塊鋳片の場合には
分塊圧延及び粗圧延が、また連鋳片の場合には粗
圧延が施される。そして、再結晶による微細化を
行うため、これらの粗圧延条件が決定される。珪
素含有鉄合金スラブの場合1000℃以下では再結晶
が起こらず、更にこの温度範囲で強圧下圧延を行
うと割れが発生するため圧延温度を1000℃以上と
する。圧延温度は高いほど再結晶が起こり易い
が、高温で圧延するためには高温加熱が必要であ
り、このような高温加熱はスケール溶融流失の原
因となる。Ｃ，Ｐが添加されている場合、このス
ケール溶融はある程度抑えられるが、圧延温度が
1350℃を超える高温では流失量が急増するため、
圧延温度は1350℃以下とする。また、十分な細粒
化を達成するには50％以上の歪が必要であるた
め、累積圧下率を50％以上とする。但し、圧下率
を高くすると仕上圧延に供する中間素材の厚さが
薄くなり、仕上圧延の圧延温度が確保できなくな
るため、累積圧下率の上限を95％とする。 仕上圧延条件 既に詳説したように繊維状（層状）組織を形成
させることを前提とすると、1100℃以下で圧延を
開始することが必要となる。この時、累積圧下率
をＲ（％）とするとλはｄとＲとにより幾何学的
に決まつてしまうためλ≦λ0を満足させるようＲ
≧（１−λ0／ｄ）×100（％）とする必要がある。し
かし、粗圧延またはその他の手段によりｄ≦λ0と
なつた場合、冷間圧延性からみると仕上熱間圧延
する必要はないが、運用上の要請その他により圧
延する必要があることが多く、このような場合に
はＲ≧０とする。ポリゴナルな組織を形成しても
λ≦λ0であるならば冷間圧延することが可能であ
る。 また、巻取温度を750℃以下と規定した理由は、
それ以上の温度で巻取つた場合、コイル冷却中に
再結晶及び粒成長が起こるためである。また、巻
取温度が500℃未満では巻取応力が急増するため、
巻取温度の下限を500℃とする。熱延板焼鈍条件 仕上熱間圧延後、熱延板焼鈍を行う目的は冷間
加工性の向上と脱炭にある。前者については、焼
鈍後λ≦λ0を満たす範囲であれば再結晶が生ずる
温度まで加熱してもよいが、好ましくは回復だけ
が生ずる温度域で行うことが推奨される。即ち、
回復により明瞭なセル構造が形成されると、セル
の径をλとみなすことが可能なため、更に冷間加
工性が改善される。珪素含有鉄合金の場合、静的
再結晶温度は組成により多少変化するが、ほぼ
750℃以上であるため、熱延板焼温の温度は750℃
以下が好ましい。表面酸化皮膜による脱炭も600
〜800℃の温度域で生じる。このような理由から
熱延板焼鈍温度を750℃以下と限定する。一方、
熱延板焼鈍温度が250℃未満ではセル構造の形成
が行われないため、熱延板焼鈍温度の下限は250
℃とする。 中間焼鈍条件 冷間圧延（または温間圧延）の途中で、熱延板
焼鈍と同じく圧延性を向上させるために中間焼鈍
を行つてもよく、その焼鈍温度も熱延板焼鈍の場
合と同様の理由で750℃以下に限定する。一方、
焼鈍温度が250℃未満ではセル構造の形成が行わ
れないため、焼鈍温度の下限は250℃とする。 冷延（または温間圧延）及び焼鈍条件 熱延板は、冷間圧延ではなく、圧延時の板温が
400℃以下であるような温間圧延してもよく、こ
のような温間圧延は圧延性の改善に有効である。 冷間圧延後行われる焼鈍は鉄板に磁気特性を付
与するため行われるもので、この焼鈍は鉄板を
800℃以上に加熱して行われる。焼鈍温度が800℃
未満では結晶粒が微細なため優れた磁気特性が得
られない。 〔実施例〕 実施例 １ 下掲第１表に示す化学成分の連続鋳造スラブ
（厚さ200mm）を1200℃及び1300℃で各３時間加熱
後、直ちに粗圧延を開始した。粗圧延は５パスで
終了し、結晶粒度を変化させるためにパススケジ
ユールを３水準ずつ実施した。次にこれらの材料
を900℃に加熱し、30分後に仕上熱間圧延を開始
した。目標仕上厚は第１図の結果を参考に粗バー
材の平均粒径に応じて数水準ずつ選定した。な
お、この時の仕上温度は775〜680℃、巻取温度は
655〜610℃であつた。次に仕上熱間圧延後の熱延
板を酸洗後冷間圧延し、第１図と同様に冷間圧延
性を判定した。粗圧延及び仕上圧延条件と平均粒
径測定値を第２表に、また冷間圧延性の判定結果
を第３図に示す。なお、図中○印は欠陥が発生せ
ずに圧延できたことを示し、×印は重度の欠陥が
発生またはコイル破断が起こつたことを示す。更
に図中の曲線は第１図の場合と同様にλ0＝0.2mm
となる条件を示す。これから第１図で得られた傾
向が実操業条件でも得られることが確認された。
板の製造方法に関する。 〔従来の技術及びその問題点〕 珪素鉄合金は優れた軟磁気特性を有しており、
従来から電力用の磁心や回転機用の材料として多
量に使用されている。この軟磁気特性は珪素の含
有量が多いほど向上し、6.5wt％付近でピークを
示すことが知られている。しかしながら珪素含有
量が増すと、急激に延びが低下するため通常の冷
間圧延ができず、4wt％以上の珪素を含む薄板を
工業的に製造することは不可能であつた。 本発明はこのような事情に鑑みなされたもの
で、圧延方式により無方向性珪素鉄板を能率的に
製造することができる方法を提供するものであ
る。 〔問題を解決するための手段〕 本発明においては、まず、Si：４〜7wt％、
Mn：0.5wt％以下、Ｐ：0.005〜0.1wt％、Ｓ：
0.02wt％以下、Al：2wt％以下を含有する鉄合金
を溶製する。この合金を造塊または連続鋳造によ
り鋳造後、分塊及び粗圧延または粗圧延を1000℃
〜1350℃、累積圧下率50％〜95％で行い、更に仕
上熱間圧延を下記するような所定の条件で行つた
後、750℃〜500℃で巻取る。次いで、熱延板表面
のスケールを酸洗或いは研削等の手段により除去
する脱スケール処理を施し、必要に応じてトリミ
ングを施した後、冷間圧延または温間圧延を行
う。次いで、このようにして得られた冷延板（温
間圧延によるものを含む）に磁気特性を付与する
ための焼鈍を施す。この焼鈍は冷延板を800℃以
上の温度に加熱して行う。 また、冷間加工性等の向上を目的として、仕上
熱延後、脱スケール処理の前または後において
750℃〜250℃の熱延板焼鈍を行うことができ、ま
た同様の目的の下に、上記熱延板焼鈍とは別に或
いは熱延板焼鈍とともに、冷間圧延または温間圧
延の途中で、圧延をはさんで750℃〜250℃の中間
焼鈍を行うことができる。 本発明において最も特徴的なのは、仕上熱間圧
延条件であり、1100℃以下で累積圧下率Ｒ（％）
の圧延を施し、750℃以下で巻取るものである。 この累積圧下率Ｒ（％）は次のように定義され
る。 ｄ（mm）を仕上熱間圧延前の平均結晶粒径とし、
λ0が次式で与えられる時、 λ0＝1.90−0.26×Si（wt％） ｄ＞λ0ならば Ｒ（％）≧（１−λ0／ｄ）
×100 ｄ≦λ0ならば Ｒ（％）≧０ ここで、Ｒ（％）＝０の場合は、当然に仕上熱間
圧延を行わないことになるが、本発明法はこのよ
うな仕上熱間圧延を行わない場合も含む。 以下、本発明を詳細に説明する。 本発明者らは上記した高珪素鉄板の冷間圧延性
改善について種々の実験・研究を行つた結果、仕
上熱間圧延前の組織に応じて仕上熱間圧延条件を
選定すれば冷間圧延性の優れた熱延板が得られる
こと、更には、珪素鉄板の冷間圧延性は一つの熱
延板組織パラメータにより規定されることを見い
出した。 第１図に仕上熱間圧延前の平均結晶粒径ｄ（mm）
を横軸に、仕上熱間圧延時の累積熱延圧下率Ｒ
（％）を縦軸にとつた場合の6.5wt％珪素鉄合金の
冷間圧延性を示す。このグラフは50Kgインゴツト
をもとに、種々の方法で平均結晶粒径の異なるサ
ンプルを作成し、それらを1000℃で均熱後６パス
で各累積圧下率だけ仕上熱間圧延して得たもので
ある。なお、仕上げ温度は650±10℃である。図
中、○印は累積圧下率85％で冷間圧延した場合、
ストリツプエツジ部に割れが発生せず、冷間圧延
性が良好であることを示しており、×印は冷間圧
延の初期に割れが発生し、その後の冷間圧延が不
可能であつたことを示している。この図から、仕
上熱間圧延前の平均粒径ｄ（mm）が大きいと、熱
延圧下率を大きくしないと冷間圧延できない（例
えば平均粒径３mmの場合、95％以上の累積熱延圧
下率が必要）のに対して、平均粒径が小さくなる
と仕上熱間圧延時の熱延圧下率は小さくても冷間
圧延可能（例えば平均粒径0.32mmの場合、累積熱
延圧下率40％でも冷間圧延可能）となること、仕
上熱間圧延前の平均粒径がある値以下ならば仕上
熱間圧延することなしに冷間圧延可能となること
がわかる。 前述した仕上熱間圧延で得られる組織は圧延方
向に結晶粒が展伸した繊維状、もしくは層状の組
織であるのに対して、第１図で仕上熱間圧延時の
累積圧下率がゼロの場合の材料の組織はポリゴナ
ルである。この結果から冷間圧延性はこのような
組織の違いによらず、板厚方向平均粒界間隔λ
（mm）という組織パラメータを導入すると統一的
に説明できることが判明した。λは繊維状（層
状）組織の場合、板厚方向の平均粒径に相当し、
ポリゴナル組織の場合は平均粒径そのものであ
る。ところで、この合金系の再結晶温度は1000〜
1100℃である。このため圧延開始温度1100℃以下
の仕上熱間圧延で得られる繊維状（層状）組織の
λは、この温度領域では再結晶がほとんど起こら
ず結晶粒が単に板厚方向に一様につぶされるだけ
のため、仕上熱間圧延前の平均粒径と累積熱延圧
下率により計算される値とよく合う。第１図の曲
線はλが0.2mmとなるために必要な累積熱延圧下
率を算出しプロツトしたものである。この曲線は
冷間圧延可能域と不可能域の境界と非常に良い一
致を示す。これより6.5wt％珪素鉄合金ではλを
0.2mm以下にすれば結晶粒の形によらず冷間圧延
可能となることがわかる。このλ＝0.2mmを臨界
値と考えλ0で表わすとλ0は珪素含有量により変化
する。即ち、１〜6wt％珪素を含有する合金につ
いて第１図と同様の試験によりλ0を求めた結果、
第２図が得られた。この結果からλ0を珪素含有量
の関数として表わすと、 λ0＝1.90−0.26×Si（wt％） となる。 以上の結果により冷間圧延可能な熱延板を製造
する仕上熱間圧延条件を明らかにすることができ
た。しかし通常の製造工程で得られるインゴツト
或は連続鋳造スラブの平均結晶粒径は粗大なもの
であり、仕上熱間圧延で板厚方向平均粒界間隔を
λ0以下まで細粒とするためには、その累積圧下率
が極めて大きくなり熱間圧延段階で割れてしま
う。そこで仕上熱間圧延前にインゴツト或は連続
鋳造スラブの組織を微細化することが必要とな
る。組織の微細化方法として、繊維状（層状）組
織を形成させることでも、ある程度の微細化は達
成されるが、再結晶を利用すれば、より効果的に
細粒化される。本発明者等の行つた検討結果によ
れば、1000℃以上で50％以上の熱間圧延を行えば
高珪素鉄合金を割れのない状態で細粒化すること
ができた。このように仕上熱間圧延前に分塊圧延
もしくは粗圧延として前記条件の熱間圧延を行う
ことによりインゴツトもしくは連続鋳造スラブを
用いて仕上熱延に供する中間素材（粗バー材）を
得ることが可能となる。 以上の知見をまとめると次のようになる。 高珪素鉄板の冷間圧延性は冷間圧延前の板厚
方向平均粒界間隔λ（mm）に依存する。 上述した板厚方向平均粒界間隔を珪素含有量
によつて決められる或る臨界値λ0（mm）以下に
すれば、優れた冷間圧延性が得られる。 上述したλ0を実現するように仕上熱間圧延条
件は規制されるが、それらは仕上熱間圧延前の
平均粒径ｄに応じて決定されなければならな
い。即ち、再結晶が起こらない1100℃以下の仕
上熱間圧延ではλ0とｄの値から幾何学的に決め
られる値｛（１−λ0／ｄ）×100（％）｝だけ圧下
することが必要である。 上記圧下率の仕上熱間圧延を実現するために
は、粗圧延もしくは分塊圧延による細粒化が必
要であり、1000℃以上累積圧下率50％以上の圧
延により細粒化が達成される。 粗圧延等の条件により上述したλ0（mm）より
も小さい板厚方向平均粒界間隔が得られるなら
ば、その材料はそのままで（仕上熱間圧延する
ことなしに）優れた冷間圧延性を示す。 本発明は以上のような知見に基づくもので、以
下各限定条件及びその他の条件を詳細に説明す
る。 鋼の組成 Siは、前述したように軟磁気特性を改善させる
元素であり、その含有量が6.5wt％付近で最も優
れた効果が発揮される。Siは4.0wt％以上で冷間
圧延性が大きな問題となる。またSiが7wt％を超
えると、磁歪の上昇、飽和磁束密度や最大透磁率
の低下等、軟磁気特性の劣化を生じ、冷間圧延性
も極めて悪くなる。以上のようなことからSiは４
〜7wt％の範囲とする。 Mnは、不純物元素としてのＳを固定するため
に添加される。但しMn量が増加すると加工性が
劣化すること、更に、MnSが多くなると軟磁気
特性に対して悪い影響を与えることからMn≦
0.5wt％とする。 Ｐは、鋼の脆性を増大さえ、冷間圧延性を阻害
する元素であるが、同時に鉄損を低下させる作用
があり、本発明では鉄損低下を目的として
0.005wt％以上添加される。本発明では、熱延条
件の規定により冷間圧延性が向上するため、この
ようなＰの適量添加が可能となる。しかしなが
ら、Ｐ量が多くなると加工性が劣化するためＰ≦
0.1wt％とする。 Ｓは、上述したように、できるだけ少ないこと
が望まれる。そこで本発明ではＳ≦0.02wt％と限
定する。 Alは、製鋼時脱酸のために添加される。更に
Alには軟磁気特性を劣化させる固溶Ｎを固定し、
更に鋼中に固溶することにより電気抵抗を上昇さ
せることが知られている。また、Alを添加する
ことにより、析出するAlNの大きさを磁壁の移
動に対する抵抗がほとんど無くなるまでに粗大化
することができる。しかしながらAlを多量に添
加すると加工性が劣化し、更にコストが上昇する
ためAl≦2wt％と限定する。 なお、Ｃは製品の鉄損を増大させ、磁気時効の
主原因となる有害な元素であり、また加工性を低
下させるため少ない方が望ましい。しかしなが
ら、ＣはFe−Si系平衡状態図のγループ拡大元
素であるため、珪素含有量によつて決まる一定量
を添加されると冷却途中にγ−α変態点が現われ
るようになり、それを利用した熱処理が可能とな
る。このためＣは1wt％以下が好ましい。 分塊圧延・粗圧延条件 鋳造された合金は、通常、造塊鋳片の場合には
分塊圧延及び粗圧延が、また連鋳片の場合には粗
圧延が施される。そして、再結晶による微細化を
行うため、これらの粗圧延条件が決定される。珪
素含有鉄合金スラブの場合1000℃以下では再結晶
が起こらず、更にこの温度範囲で強圧下圧延を行
うと割れが発生するため圧延温度を1000℃以上と
する。圧延温度は高いほど再結晶が起こり易い
が、高温で圧延するためには高温加熱が必要であ
り、このような高温加熱はスケール溶融流失の原
因となる。Ｃ，Ｐが添加されている場合、このス
ケール溶融はある程度抑えられるが、圧延温度が
1350℃を超える高温では流失量が急増するため、
圧延温度は1350℃以下とする。また、十分な細粒
化を達成するには50％以上の歪が必要であるた
め、累積圧下率を50％以上とする。但し、圧下率
を高くすると仕上圧延に供する中間素材の厚さが
薄くなり、仕上圧延の圧延温度が確保できなくな
るため、累積圧下率の上限を95％とする。 仕上圧延条件 既に詳説したように繊維状（層状）組織を形成
させることを前提とすると、1100℃以下で圧延を
開始することが必要となる。この時、累積圧下率
をＲ（％）とするとλはｄとＲとにより幾何学的
に決まつてしまうためλ≦λ0を満足させるようＲ
≧（１−λ0／ｄ）×100（％）とする必要がある。し
かし、粗圧延またはその他の手段によりｄ≦λ0と
なつた場合、冷間圧延性からみると仕上熱間圧延
する必要はないが、運用上の要請その他により圧
延する必要があることが多く、このような場合に
はＲ≧０とする。ポリゴナルな組織を形成しても
λ≦λ0であるならば冷間圧延することが可能であ
る。 また、巻取温度を750℃以下と規定した理由は、
それ以上の温度で巻取つた場合、コイル冷却中に
再結晶及び粒成長が起こるためである。また、巻
取温度が500℃未満では巻取応力が急増するため、
巻取温度の下限を500℃とする。熱延板焼鈍条件 仕上熱間圧延後、熱延板焼鈍を行う目的は冷間
加工性の向上と脱炭にある。前者については、焼
鈍後λ≦λ0を満たす範囲であれば再結晶が生ずる
温度まで加熱してもよいが、好ましくは回復だけ
が生ずる温度域で行うことが推奨される。即ち、
回復により明瞭なセル構造が形成されると、セル
の径をλとみなすことが可能なため、更に冷間加
工性が改善される。珪素含有鉄合金の場合、静的
再結晶温度は組成により多少変化するが、ほぼ
750℃以上であるため、熱延板焼温の温度は750℃
以下が好ましい。表面酸化皮膜による脱炭も600
〜800℃の温度域で生じる。このような理由から
熱延板焼鈍温度を750℃以下と限定する。一方、
熱延板焼鈍温度が250℃未満ではセル構造の形成
が行われないため、熱延板焼鈍温度の下限は250
℃とする。 中間焼鈍条件 冷間圧延（または温間圧延）の途中で、熱延板
焼鈍と同じく圧延性を向上させるために中間焼鈍
を行つてもよく、その焼鈍温度も熱延板焼鈍の場
合と同様の理由で750℃以下に限定する。一方、
焼鈍温度が250℃未満ではセル構造の形成が行わ
れないため、焼鈍温度の下限は250℃とする。 冷延（または温間圧延）及び焼鈍条件 熱延板は、冷間圧延ではなく、圧延時の板温が
400℃以下であるような温間圧延してもよく、こ
のような温間圧延は圧延性の改善に有効である。 冷間圧延後行われる焼鈍は鉄板に磁気特性を付
与するため行われるもので、この焼鈍は鉄板を
800℃以上に加熱して行われる。焼鈍温度が800℃
未満では結晶粒が微細なため優れた磁気特性が得
られない。 〔実施例〕 実施例 １ 下掲第１表に示す化学成分の連続鋳造スラブ
（厚さ200mm）を1200℃及び1300℃で各３時間加熱
後、直ちに粗圧延を開始した。粗圧延は５パスで
終了し、結晶粒度を変化させるためにパススケジ
ユールを３水準ずつ実施した。次にこれらの材料
を900℃に加熱し、30分後に仕上熱間圧延を開始
した。目標仕上厚は第１図の結果を参考に粗バー
材の平均粒径に応じて数水準ずつ選定した。な
お、この時の仕上温度は775〜680℃、巻取温度は
655〜610℃であつた。次に仕上熱間圧延後の熱延
板を酸洗後冷間圧延し、第１図と同様に冷間圧延
性を判定した。粗圧延及び仕上圧延条件と平均粒
径測定値を第２表に、また冷間圧延性の判定結果
を第３図に示す。なお、図中○印は欠陥が発生せ
ずに圧延できたことを示し、×印は重度の欠陥が
発生またはコイル破断が起こつたことを示す。更
に図中の曲線は第１図の場合と同様にλ0＝0.2mm
となる条件を示す。これから第１図で得られた傾
向が実操業条件でも得られることが確認された。
【表】
【表】
【表】
実施例 ２
第３表に示す組成の高珪素鉄合金を真空溶解炉
で溶製し、インゴツトに鋳造した。これらのイン
ゴツトを1150℃で均熱後、分塊圧延（累積圧下率
64％）により180mm厚の薄板スラブとし、更に
1150℃で均熱した後、粗バー厚35mmを目標に粗圧
延し（累積圧下率81％）、続いて目標仕上厚３mm
まで仕上圧延（累積圧下率91％）した。熱延仕上
温度は765±10℃、巻取温度は670±５℃とした。
次にこれらの熱延コイルを酸洗した後、板厚0.5
mmを目標に冷間圧延を行つた。粗圧延により得ら
れた粗バーのクロツプサンプルの平均粒径、仕上
圧延後の熱延板の平均粒界間隔及び冷間圧延性の
判定結果を第４表に示す。表中の冷間圧延性に関
しては、○印が欠陥を発生させず板厚0.5mmまで
圧延できたことを示し、また×印は重度の欠陥の
発生あるいはコイル破断が生じたことを示してい
る。第４表の結果は熱延板の組織が本願で規定す
るλ≦λ0なる条件を満たしても、化学成分によつ
ては冷間圧延できなくなることを示している。
で溶製し、インゴツトに鋳造した。これらのイン
ゴツトを1150℃で均熱後、分塊圧延（累積圧下率
64％）により180mm厚の薄板スラブとし、更に
1150℃で均熱した後、粗バー厚35mmを目標に粗圧
延し（累積圧下率81％）、続いて目標仕上厚３mm
まで仕上圧延（累積圧下率91％）した。熱延仕上
温度は765±10℃、巻取温度は670±５℃とした。
次にこれらの熱延コイルを酸洗した後、板厚0.5
mmを目標に冷間圧延を行つた。粗圧延により得ら
れた粗バーのクロツプサンプルの平均粒径、仕上
圧延後の熱延板の平均粒界間隔及び冷間圧延性の
判定結果を第４表に示す。表中の冷間圧延性に関
しては、○印が欠陥を発生させず板厚0.5mmまで
圧延できたことを示し、また×印は重度の欠陥の
発生あるいはコイル破断が生じたことを示してい
る。第４表の結果は熱延板の組織が本願で規定す
るλ≦λ0なる条件を満たしても、化学成分によつ
ては冷間圧延できなくなることを示している。
【表】
【表】
【表】
実施例 ３
第１表に示す組成の連続鋳造スラブ（厚さ200
mm）を1200℃で３時間加熱後、直ちに粗圧延を行
い、粗圧延出側温度1008℃で30mm厚（累積圧下率
85％）まで圧延した。この粗圧延後の結晶粒径は
1.2mmであつた。次いで表面温度が950℃で仕上熱
間圧延を開始し、90％の圧延を行つた。この時の
仕上温度は850℃、巻取温度は680℃であつた。熱
間圧延終了後、熱延コイルからサンプルを切り出
し板厚方向平均粒界間隔λを測定したところ、λ
＝0.12mmであつた。次にこの熱延コイルを酸洗し
た後83％の冷間圧延を行い、厚さ0.5mmの冷延コ
イルとした後、1000℃（水素雰囲気中）で箱焼鈍
し、交流磁気特性を測定した。その結果を第５表
に示す。
mm）を1200℃で３時間加熱後、直ちに粗圧延を行
い、粗圧延出側温度1008℃で30mm厚（累積圧下率
85％）まで圧延した。この粗圧延後の結晶粒径は
1.2mmであつた。次いで表面温度が950℃で仕上熱
間圧延を開始し、90％の圧延を行つた。この時の
仕上温度は850℃、巻取温度は680℃であつた。熱
間圧延終了後、熱延コイルからサンプルを切り出
し板厚方向平均粒界間隔λを測定したところ、λ
＝0.12mmであつた。次にこの熱延コイルを酸洗し
た後83％の冷間圧延を行い、厚さ0.5mmの冷延コ
イルとした後、1000℃（水素雰囲気中）で箱焼鈍
し、交流磁気特性を測定した。その結果を第５表
に示す。
【表】
また、珪素含有量が4wt％以上となると磁場中
冷却の効果が顕著になるため、この冷延コイルか
ら採取したサンプルを800℃×10分焼鈍し、続く
冷却中に200Oeの磁場を加え、磁場中熱処理後の
交流磁気特性を測定した。結果を第６表に示す。
冷却の効果が顕著になるため、この冷延コイルか
ら採取したサンプルを800℃×10分焼鈍し、続く
冷却中に200Oeの磁場を加え、磁場中熱処理後の
交流磁気特性を測定した。結果を第６表に示す。
【表】
このように本発明法により製造された高珪素鉄
板は優れた軟磁気特性を示すことが明らかになつ
た。 実施例 ４ 第７表に示す化学成分の珪素鉄合金を真空溶解
し、インゴツトに鋳造後、1180℃で３時間均熱
し、スラブ厚200mm（累積圧下率60％）まで分塊
圧延した。その後、1180℃で再び１時間均熱し粗
バー厚35mmを目標に粗圧延を行い、引き続き仕上
げ厚2.4mmを目標に仕上げ圧延を行つた。これら
の熱延コイルを塩酸酸洗後、冷間圧延し、実施例
１と同様の冷間圧延性評価を行つた。熱延条件、
粗圧延後のクロツプサンプル及び仕上熱延板から
測定した平均結晶粒径、冷間圧延性評価結果を第
８表に示す。
板は優れた軟磁気特性を示すことが明らかになつ
た。 実施例 ４ 第７表に示す化学成分の珪素鉄合金を真空溶解
し、インゴツトに鋳造後、1180℃で３時間均熱
し、スラブ厚200mm（累積圧下率60％）まで分塊
圧延した。その後、1180℃で再び１時間均熱し粗
バー厚35mmを目標に粗圧延を行い、引き続き仕上
げ厚2.4mmを目標に仕上げ圧延を行つた。これら
の熱延コイルを塩酸酸洗後、冷間圧延し、実施例
１と同様の冷間圧延性評価を行つた。熱延条件、
粗圧延後のクロツプサンプル及び仕上熱延板から
測定した平均結晶粒径、冷間圧延性評価結果を第
８表に示す。
【表】
【表】
このように本願の方法によれば、珪素を４〜
7wt％含有する高珪素鉄合金においても安定的に
冷間圧延を施すことが可能となる。 実施例 ５ 実施例３で熱延した熱延板を第11表の条件で熱
延板焼鈍し、脱スケール後83％の圧延率で冷間圧
延し、割れの有無により冷間圧延性を評価した。
その結果を同表に合せて示す。
7wt％含有する高珪素鉄合金においても安定的に
冷間圧延を施すことが可能となる。 実施例 ５ 実施例３で熱延した熱延板を第11表の条件で熱
延板焼鈍し、脱スケール後83％の圧延率で冷間圧
延し、割れの有無により冷間圧延性を評価した。
その結果を同表に合せて示す。
【表】
実施例 ６
実施例３の熱延板を２回冷延により累積圧下率
83％で冷延した。２回冷延の間において中間焼鈍
を第10表の条件で行い、２回目の冷延時の割れの
有無を調べた結果を第10表に合せて示す。
83％で冷延した。２回冷延の間において中間焼鈍
を第10表の条件で行い、２回目の冷延時の割れの
有無を調べた結果を第10表に合せて示す。
第１図は仕上熱間圧延前の平均結晶粒径と仕上
熱間圧延時の累積圧下率との関係において割れの
発生しない範囲を示すグラフ、第２図はSi量とλ0
の関係を示すグラフ、第３図は実施例において得
られた冷間圧延可能な範囲を示すグラフである。
熱間圧延時の累積圧下率との関係において割れの
発生しない範囲を示すグラフ、第２図はSi量とλ0
の関係を示すグラフ、第３図は実施例において得
られた冷間圧延可能な範囲を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Si：４〜7wt％、Mn：0.5wt％以下、Ｐ：
0.005〜0.1wt％、Ｓ：0.02wt％以下、Al：2wt％
以下を含有する鉄合金を溶製し、造塊または連続
鋳造により鋳造後、1000℃〜1350℃で累積圧下率
50％〜95％の分塊及び粗圧延、または粗圧延を行
い、更に仕上熱間圧延前の平均結晶粒径ｄに応じ
て1100℃以下で下式に示す累積圧下率Ｒの仕上熱
間圧延を行い、750℃〜500℃で巻取り、脱スケー
ル処理後冷間圧延または温間圧延を施し、次いで
焼鈍することを特徴とする軟磁気特性の優れた無
方向性珪素鉄板の製造方法。 ｄ（mm）を仕上熱間圧延前の平均結晶粒径とし、
λ0が次式で与えられる時、 λ0＝1.90−0.26×Si（wt％） ｄ＞λ0ならばＲ（％）≧（１−λ0／ｄ）×
100 ｄ≦λ0ならばＲ（％）≧０ ２ Si：４〜7wt％、Mn：0.5wt％以下、Ｐ：
0.005〜0.1wt％、Ｓ：0.02wt％以下、Al：2wt％
以下を含有する鉄合金を溶製し、造塊または連続
鋳造により鋳造後、1000℃〜1350℃で累積圧下率
50％〜95％の分塊及び粗圧延、または粗圧延を行
い、更に仕上熱間圧延前の平均結晶粒径ｄに応じ
て1100℃以下で下式に示す累積圧下率Ｒの仕上熱
間圧延を行い、750℃〜500℃で巻取り、脱スケー
ル処理を行うとともに、該脱スケール処理の前ま
たは後に、750℃〜250℃の熱延板焼鈍を行い、次
いで冷間圧延または温間圧延を施した後、焼鈍す
ることを特徴とする軟磁気特性の優れた無方向性
珪素鉄板の製造方法。 ｄ（mm）を仕上熱間圧延前の平均結晶粒径とし、
λ0が次式で与えられる時、 λ0＝1.90−0.26×Si（wt％） ｄ＞λ0ならばＲ（％）≧（１−λ0／ｄ）×
100 ｄ≦λ0ならばＲ（％）≧０ ３ Si：４〜7wt％、Mn：0.5wt％以下、Ｐ：
0.005〜0.1wt％、Ｓ：0.02wt％以下、Al：2wt％
以下を含有する鉄合金を溶製し、造塊または連続
鋳造により鋳造後、1000℃〜1350℃で累積圧下率
50％〜95％の分塊及び粗圧延、または粗圧延を行
い、更に仕上熱間圧延前の平均結晶粒径ｄに応じ
て1100℃以下で下式に示す累積圧下率Ｒの仕上熱
間圧延を行い、750℃〜500℃で巻取り、脱スケー
ル処理後、圧延をはさんで750℃〜250℃の中間焼
鈍を行いつつ冷間圧延または温間圧延を施し、次
いで焼鈍することを特徴とする軟磁気特性の優れ
た無方向性珪素鉄板の製造方法。 ｄ（mm）を仕上熱間圧延前の平均結晶粒径とし、
λ0が次式で与えられる時、 λ0＝1.90−0.26×Si（wt％） ｄ＞λ0ならばＲ（％）≧（１−λ0／ｄ）×
100 ｄ≦λ0ならばＲ（％）≧０ ４ Si：４〜7wt％、Mn：0.5wt％以下、Ｐ：
0.005〜0.1wt％、Ｓ：0.02wt％以下、Al：2wt％
以下を含有する鉄合金を溶製し、造塊または連続
鋳造により鋳造後、1000℃〜1350℃で累積圧下率
50％〜95％の分塊及び粗圧延、または粗圧延を行
い、更に仕上熱間圧延前の平均結晶粒径ｄに応じ
て1100℃以下で下式に示す累積圧下率Ｒの仕上熱
間圧延を行い、750℃〜500℃で巻取り、脱スケー
ル処理を行うとともに、該脱スケール処理の前ま
たは後に、750℃〜250℃の熱延板焼鈍を行い、次
いで、圧延をはさんで750℃〜250℃の中間焼鈍を
行いつつ冷間圧延または温間圧延を施し、次いで
焼鈍することを特徴とする軟磁気特性の優れた無
方向性珪素鉄板の製造方法。 ｄ（mm）を仕上熱間圧延前の平均結晶粒径とし、
λ0が次式で与えられる時、 λ0＝1.90−0.26×Si（wt％） ｄ＞λ0ならばＲ（％）≧（１−λ0／ｄ）×
100 ｄ≦λ0ならばＲ（％）≧０
Applications Claiming Priority (2)
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