JPH09125212A - 加工性に優れた高珪素鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 最終的に得られる磁気特性を劣化させること
なく高珪素鋼の圧延性を改善し、高珪素鋼の冷間圧延ま
たは温間圧延を容易に行うことを可能とする 【解決手段】高珪素鋼の圧延性を鋼組織の面から改善し
たもので、その高珪素鋼スラブはＣ：０．０１ｗｔ％以
下、Ｓｉ：４〜７ｗｔ％、Ｍｎ：０．０１〜０．５ｗｔ
％、Ｓｏｌ．Ａｌ：２．０ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗ
ｔ％以下、Ｐ：０．１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０２ｗｔ％
以下、Ｚｒ，Ｎｂ及びＴｉの中から選ばれる１種または
２種以上の元素を合計で０．００５〜１．０ｗｔ％、残
部が実質的にＦｅからなり、且つ平均結晶粒径が５００
μｍ以下であり、また、高珪素鋼スラブの熱延板は、板
厚方向での組織層間隔が２００μｍ以下である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、加工性に優れた
高珪素鋼とその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】珪素鋼板はＳｉ含有量が多いほど軟磁気
特性が向上し、その特性はＳｉ：６．５ｗｔ％付近でピ
ークを示すことが知られている。しかし、珪素鋼板はＳ
ｉ含有量が４．０ｗｔ％を超えると伸びが低下するた
め、通常のプロセスでは圧延による製造は困難である。
従来、圧延法による高珪素鋼板の製造に関しては、以下
のような報告ないしは提案がなされている。石坂らは、
熱間鍛造後に恒温熱間圧延（６００〜７５０℃）を施す
ことにより、Ｓｉ含有量：６．５ｗｔ％付近の鋼が冷間
圧延可能になることを報告している（日本金属学会誌 V
ol.30（1966）No.６）。

【０００３】特公平３−６５００１号では、冷間圧延性
に及ぼす冷間圧延前組織の影響について、珪素を５ｗｔ
％以上含む高珪素鋼の冷間圧延性は圧延前の組織に敏感
であり、特に圧延前組織を圧延方向に延びた繊維状組織
とした場合に最も良好な冷間圧延性が得られることを明
らかにし、熱間圧延条件の組み合せにより熱延板の組織
を制御して加工性を高め、冷間圧延を可能にする高珪素
鋼板の製造法を提案している。すなわち、この製造法は
Ｃ＜０．０１ｗｔ％、４．０ｗｔ％＜Ｓｉ＜７．０ｗｔ
％、Ｍｎ＜０．２ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ＜２．０ｗｔ
％、Ｎ＜０．０１ｗｔ％、残部鉄及び不可避不純物から
なる高珪素鋼のインゴット或いは連続鋳造スラブを、圧
延を開始する際の材料温度１０５０℃以上、圧延中の材
料温度１０００℃以上、累積圧下率５０％以上、１パス
当たりの圧下率１０％以上で分塊圧延または粗圧延し、
次いで圧延中の材料温度１０００℃以下、パス間時間１
０秒以内、累積圧下率３０％以上の連続圧延を行い、７
００℃以下で巻取ることにより、冷間圧延可能な繊維状
熱延組織を有する鋼板を得る方法である。

【０００４】特開平４−２２８５２４号では、冷間圧延
時の割れを防止する目的でＡｌとＮをある範囲でコント
ロールすることにより、高珪素鋼板の冷間圧延性が向上
すると述べている。特開平４−３６５８４２号では、高
珪素鋼中に固溶しているＣをＴｉ、Ｎｂを添加して析出
物の形で固定することによって靱性が向上するとしてい
る。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】石坂らの方法で高珪素
鋼の薄板を工業的に製造するためには、精錬後の溶鋼を
造塊法によりインゴットとし、これを再加熱後熱間鍛造
し、その後恒温で熱間圧延を行うという煩雑な工程が必
要であり、このため製造コスト及び歩留りの面から工業
規模で実施することは不可能である。

【０００６】特公平３−６５００１号に記載の製造法で
は、Ｓｉ６．５ｗｔ％の薄鋼板を製造する場合、圧延し
た際の割れ等の発生を防止するために熱延板を数百℃に
加熱して圧延（温間圧延）を実施している。しかし、こ
のように熱延板を数百℃まで加熱して温間圧延を行うこ
とは生産効率や作業の能率の点からは不利であり、熱延
板の加工性をより向上させてその加熱温度を低くするこ
とが望まれる。また、熱延板組織の微細化のため仕上熱
間圧延を低温で行った場合、ロール負荷の増大により板
の形状不良や欠陥が顕著に現れてくる。したがって、良
質な熱延板を得るにはある一定以上の温度で仕上熱間圧
延を実施する必要があり、必然的に熱延組織の微細化に
は限界がある。

【０００７】一方、従来材の熱間圧延時の再結晶温度は
７５０〜８００℃程度であるため、この温度域以上の温
度で仕上熱間圧延を行うと熱間圧延後に板の表層部に再
結晶粒が生じ、引き続き行われる冷間圧延時に表層の粒
界を起点としてクラックが進展し、板が割れ易くなって
加工性を著しく劣化させる。また、特開平４−２２８５
２４号の方法では、熱間圧延ままでは冷間圧延または温
間圧延時にクラックの発生が避けられず、また、熱延板
焼鈍を行っても結晶粒径を板全面に亘って均一に細かく
することは困難であり、熱延組織の結晶粒径は粗大且つ
不均一なものとなり、この結果、冷間圧延性が悪化して
しまう。

【０００８】また、特開平４−３６５８４２号において
は、特殊元素の添加により高珪素鋼板の加工性の向上を
試みているが、これはＣ含有量の増加に伴って延性温度
域での衝撃値が劣化することに着目して炭化物を形成し
やすいＴｉ、Ｎｂを添加し、固溶Ｃを減少させることに
よって再結晶組織の靱性向上を計ったものであり、熱延
板組織の面から高珪素鋼板の冷間圧延性を改善するもの
ではない。本発明はこのような従来技術の問題点に鑑み
てなされたもので、最終的に得られる磁気特性を劣化さ
せることなく高珪素鋼の圧延性を鋼組織の面から改善
し、最終的に高珪素鋼の冷間圧延または温間圧延を容易
に行うことを可能とする高珪素鋼及びその製造方法を提
供しようとするものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】上記の課題を達成するた
めの本発明の構成は以下の通りである。 (1) Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：４〜７ｗｔ％、Ｍ
ｎ：０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：２．０ｗ
ｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｐ：０．１ｗｔ％
以下、Ｓ：０．０２ｗｔ％以下、Ｚｒ，Ｎｂ及びＴｉの
中から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０．
００５〜１．０ｗｔ％、残部が実質的にＦｅからなり、
且つ平均結晶粒径が５００μｍ以下であることを特徴と
する加工性に優れた高珪素鋼スラブ。

【００１０】(2) Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：４〜
７ｗｔ％、Ｍｎ：０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：２．０ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｐ：
０．１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０２ｗｔ％以下、Ｚｒ，Ｎ
ｂ及びＴｉの中から選ばれる１種または２種以上の元素
を合計で０．００５〜１．０ｗｔ％、残部が実質的にＦ
ｅからなり、且つ板厚方向での組織層間隔が２００μｍ
以下であることを特徴とする加工性に優れた高珪素鋼熱
延板。

【００１１】

【発明の実施の形態】以下、本発明の詳細とその限定理
由について説明する。Ｃは鉄損を増大させる有害な元素
であり、また加工性を低下させるためにも可能な限り低
減させること望ましく、このため０．０１ｗｔ％以下と
する。なお、Ｃは無添加（０ｗｔ％）の場合を含む。Ｓ
ｉは軟磁気特性を改善させる元素であり、その含有量が
略６．５ｗｔ％で軟磁気特性がピークを示す。珪素鋼板
はＳｉ：４ｗｔ％以上で冷間圧延性が問題となるため、
本発明ではＳｉの下限を４ｗｔ％とする。一方、Ｓｉが
８ｗｔ％を超えると、磁歪が上昇するとともに、飽和磁
束密度や最大透磁率が低下する等、軟磁気特性の劣化を
生じ、冷間圧延性も極めて悪くなる。このためＳｉは８
ｗｔ％を上限とする。

【００１２】Ｍｎは鋼中不純物としてのＳを固定するた
めに添加される。しかし、Ｍｎ量が過剰になると加工性
が劣化し、また、ＭｎＳ量が増加して軟磁気特性に悪影
響を与える。このためＭｎは０．０１〜０．５ｗｔ％と
する。Ｐは加工性を劣化させるため０．１ｗｔ％以下と
する。なお、Ｐは無添加（０ｗｔ％）の場合を含む。Ｓ
はＭｎＳを形成して軟磁気特性に悪影響を与えるため極
力低減することが望ましく、このため０．０２ｗｔ％以
下とする。なお、Ｓは無添加（０ｗｔ％）の場合を含
む。

【００１３】Ａｌは製鋼時に脱酸のために添加される元
素であるが、軟磁気特性を劣化させる固溶Ｎを固定し、
また、鋼中に固溶することにより電気抵抗を上昇させる
作用があり、さらに、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
ど無くなる程度まで粗大化できる。しかし、Ａｌが過剰
に添加されると加工性が劣化し、またコストも上昇する
ため、Ｓｏｌ．Ａｌの上限は２．０ｗｔ％とする。な
お、上記の作用を得るために、Ｓｏｌ．Ａｌの下限は
０．０００５ｗｔ％とすることが好ましい。Ｎは軟磁気
特性を劣化させるために極力低減させることが望まし
く、このためは０．０１ｗｔ％以下とする。なお、Ｎは
無添加（０ｗｔ％）の場合を含む。

【００１４】Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒは、鋼中Ｃ、Ｎと反応し
て安定な炭化物（ＴｉＣ，ＮｂＣ，ＺｒＣ）及び窒化物
（ＴｉＮ，ＮｂＣ，ＺｒＮ）として析出し、組織を微細
化させる作用があり、本発明ではこれら元素の１種また
は２種以上を必須元素として添加する。また、上記のよ
うな基本的な作用に加えて、Ｎｂにはフェライトの再結
晶温度を上げる作用があり、その適量添加によりフェラ
イトの再結晶温度を約２００℃程度上昇させる。また、
Ｚｒは鋼中でＮｂ、Ｔｉよりもさらに安定度の高い炭化
物及び窒化物を形成し、組織微細化に特に著しい効果を
示す。また、Ｚｒの添加によりフェライトの再結晶温度
を著しく上昇させることができる。

【００１５】Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒの添加量の合計が０．０
０５ｗｔ％未満では組織微細化の効果が十分に得られな
いため、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒの添加量は合計で０．００５
ｗｔ％以上とする。一方、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒが過剰に添
加されると却って加工性が劣化等の問題を生じるため好
ましくない。また、特にＴｉ量が過剰になるとＴｉがフ
ェライトに固溶し、硬さ及び引張強さを上昇させ衝撃値
を低下させる。また、Ｎｂ量が過剰になると金属間化合
物（Ｆｅ₂Ｎｂ）が析出するため加工性及び磁気特性が
著しく劣化する。さらに、Ｚｒ量が過剰になると伸びが
急激に低減し、加工性が劣化する。以上の理由からＴ
ｉ，Ｎｂ，Ｚｒの添加量の合計は１．０ｗｔ％を上限と
する。また、上述したようにＺｒはＮｂ、Ｔｉに較べて
安定度の高い炭化物及び窒化物を形成し、組織の微細化
に最も効果があるため、少なくともＺｒを必須の成分と
して添加するのが最も好ましく、この場合にはＺｒによ
る組織の微細化効果を十分に得るためにＺｒの添加量は
０．００５ｗｔ％以上とすることが好ましい。

【００１６】以上の成分組成を有する高珪素鋼を溶製し
て、インゴットまたは連鋳スラブに鋳造し、このインゴ
ットまたは連鋳スラブを分塊圧延または粗圧延して仕上
熱延に供されるスラブを得るが、本発明ではこのスラブ
の平均結晶粒径を５００μｍ以下とする。仕上熱間圧延
に供されるスラブの平均結晶粒径が５００μｍを超える
と仕上熱間圧延後の組織が十分に微細化せず、本発明が
目的とする良好な冷間圧延性が得られない。また、上記
スラブを仕上熱間圧延して熱延板を得るが、本発明では
この熱延板を板厚方向での組織層間隔が２００μｍ以下
の繊維状の微細組織とする。熱延板の組織層間隔が２０
０μｍを超えると良好な冷間圧延性が得られない。

【００１７】次に、本発明の高珪素鋼を得るために好適
な製造条件について説明すると、まず、分塊圧延または
粗圧延段階では、インゴットまたは連鋳スラブを材料温
度１０５０℃以上、圧延中の材料温度１０００℃以上、
累積圧下率５０％以上、１パス当りの圧下率１０％以上
で分塊圧延または粗圧延して仕上熱間圧延に供すべきス
ラブを得ることが好ましい。

【００１８】また、仕上熱間圧延段階では、上記のスラ
ブを圧延中の材料温度１１００℃以下、パス間時間１０
秒以下、累積圧下率３０％以上で仕上熱間圧延を行った
後、８００℃以下の温度で巻取ることが好ましい。この
時形成される熱間圧延後の加工組織は、従来法よりも高
い温度で仕上熱間圧延及び巻取りを行っても再結晶組織
となることはなく、しかも先に述べたような繊維状の微
細組織となる。このようにして得られた熱延板は、酸化
層を酸洗または機械研削により除去した後、冷間圧延ま
たは温間圧延に供され薄鋼帯となる。また、冷間圧延ま
たは温間圧延前に熱延板焼鈍を施してもよい。冷間圧延
または温間圧延された薄鋼帯は、７００℃以上の温度で
再結晶焼鈍した後に表面に絶縁皮膜を塗布し製品として
もよいし、圧延してそのまま絶縁皮膜を塗布した後にシ
ャーやプレス等により製品形状とし、次いで歪取り焼鈍
を兼ねて７００℃以上で再結晶焼鈍を施してもよい。

【００１９】

【実施例】

〔実施例１〕表１に示す組成の高珪素鋼インゴットを１
１５０℃で１時間加熱した後、５パスの粗圧延を行って
仕上熱間圧延に供すべき板厚３０ｍｍのスラブを製造し
た。この時の最終パスの板温は１０５０〜１１００℃と
した。図１の顕微鏡拡大写真は、各スラブの圧延方向断
面組織を示している。表１及び図１によれば、Ｔｉ，Ｎ
ｂ，Ｚｒ無添加の比較材のスラブは、平均結晶粒径が約
１２００μｍであるのに対し、ＺｒまたはＮｂを添加し
たスラブは再結晶粒がほとんど認められず、全体的に繊
維状組織を呈し、また平均結晶粒径がそれぞれ約１５０
μｍおよび４００μｍと高珪素鋼スラブ組織としては極
めて微細であることが判る。

【００２０】〔実施例２〕表２及び表３に示す組成の高
珪素鋼インゴットを１１５０℃で１時間加熱した後、５
パスの粗圧延を行なって板厚３０ｍｍのスラブとし、次
いで１１００℃で１時間加熱後、８パスで板厚３ｍｍま
で仕上熱間圧延した。この際、総ての熱延板が未再結晶
組織となるように仕上熱間圧延終了温度は８００℃とし
た。

【００２１】表２及び表３に各熱延板の熱延組織層間隔
を示す。同表によれば、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔｉの添加量が増
えるにしたがって熱延組織は微細化しており、これらの
元素による熱延組織の微細化効果の大きさはＺｒ＞Ｎｂ
＞Ｔｉの順であることが判る。図２の顕微鏡拡大写真
は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ無添加の比較材とＴｉ、Ｎｂ、Ｚ
ｒをそれぞれ０．５ｗｔ％添加した本発明材（いずれも
６．５ｗｔ％珪素鋼熱延板）の圧延方向断面組織を示し
ている。これによれば、比較材が板厚方向に不均一な熱
延組織となっているのに対し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒを添加
した本発明材は微細で且つ均一な熱延組織となっている
ことが判る。これは固溶しているＺｒ，Ｔｉ，Ｎｂが高
温においても結晶粒界の移動を妨げること、またＴｉ、
Ｎｂ、Ｚｒの添加により再結晶温度が上昇したため、熱
間圧延の最終段階で比較的温度の高い板厚方向中心部に
おいても、再結晶を起こさず均一な圧延組織になること
によるものである。表２及び表３に示す各熱延板を酸洗
後、２００℃に加熱して圧延率３０％の温間圧延を行
い、表面割れの有無を調べた。その結果を表２及び表３
に示す。これによれば、本発明の成分条件を満足する高
珪素鋼板の冷間圧延性が優れていることが判る。

【００２２】〔実施例３〕Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ無添加の
６．５％Ｓｉ鋼（Ｃ：０．００２ｗｔ％，Ｍｎ：０．０
５ｗｔ％，Ｓｉ：６．４９ｗｔ％，Ｐ＜０．００１ｗｔ
％，Ｓ：０．０００２ｗｔ％，Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４
０ｗｔ％，Ｎ：０．０００６ｗｔ％）及びＺｒを添加し
た６．５％Ｓｉ鋼（Ｃ：０．００３ｗｔ％，Ｍｎ：０．
０５ｗｔ％，Ｓｉ：６．５１ｗｔ％，Ｐ＜０．００１ｗ
ｔ％，Ｓ：０．０００２ｗｔ％，Ｓｏｌ．Ａｌ＜０．０
０１ｗｔ％，Ｎ：０．００１０ｗｔ％）の各インゴット
を、１１５０℃で１時間加熱した後、５パスの粗圧延を
行なって板厚３０ｍｍのスラブとし、次いで１１００℃
で１時間加熱後、表４に示す条件でそれぞれ仕上熱間圧
延した。図３はこの熱延板の熱延組織層間隔をＺｒ含有
量との関係で示したものである。これによれば、Ｔｉ，
Ｎｂ，Ｚｒ無添加の比較材は、１１００℃で仕上熱間圧
延を開始すると熱延組織が粗大化し易く、９５％以上の
強圧下を行っても冷間圧延可能な組織微細化は困難であ
る。一方、本発明範囲内のＺｒ量を含有する材料は９０
％の圧延率で冷間圧延可能な組織が得られる。さらに、
特定量のＺｒを添加することにより、従来材では低温で
強圧下しても実現困難な１００μｍ以下の微細化も可能
である。

【００２３】〔実施例４〕表２及び表３に示す組成の高
珪素鋼インゴットを１１５０℃で１時間加熱した後、５
パスの粗圧延を行なって板厚３０ｍｍのスラブとし、次
いで１１００℃で１時間加熱後８パスで板厚３ｍｍまで
仕上熱間圧延した。この熱延板から板幅５０ｍｍ、長さ
６０ｍｍの試料を切り出し、これを圧延機横に設置した
電気炉にて５０〜３００℃の各温度に加熱して２．０ｍ
ｍ→１．０ｍｍまで冷間圧延を施し、圧延後の板性状を
調べた。その結果を図４〜図６に示す。図４〜図６によ
れば、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ無添加の比較材では２５０℃の
圧延温度でも板幅方向に３分の１程度の長さのクラック
が発生したのに対し、Ｚｒ添加材は０．００５ｗｔ％程
度の添加において既にその効果が現われており、特にＺ
ｒ添加量が０．１ｗｔ％以上のものは、２５０℃の圧延
温度ではクラックはほとんど観察されず、１５０℃にお
いても極めて良好な冷間圧延性を示している。また、Ｎ
ｂ添加材、Ｔｉ添加材についても、Ｚｒ添加材よりは劣
るものの冷間圧延性の改善がみられる。

【００２４】〔実施例５〕実施例２で製造した熱延板の
うちＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒ無添加の比較材と、Ｔｉ、Ｎｂ、
Ｚｒの含有量がそれぞれ０．１ｗｔ％、０．３ｗｔ％、
０．５ｗｔ％近傍の本発明材について、７００℃〜１０
００℃で９０秒間焼鈍を施した。次いで酸洗により表面
の酸化皮膜を取り除いた後、板厚０．１５ｍｍまで２０
０℃にて温間圧延を行い、冷延板の表面に発生したクラ
ックの有無から圧延性を評価した。その結果を表５に示
す。同表によれば、熱延板を熱延板焼鈍した場合でも、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒの添加により冷間圧延性が向上してい
ることが判る。

【００２５】

【表１】

【００２６】

【表２】

【００２７】

【表３】

【００２８】

【表４】

【００２９】

【表５】

【００３０】

【発明の効果】以上述べた本発明によれば、珪素を４ｗ
ｔ％以上含有する高珪素鋼板の圧延性を改善し、従来材
に較べより低い温度で温間圧延を行なうことができ、こ
のため低コスト且つ高効率に高珪素鋼板を製造すること
ができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】高珪素鋼スラブの結晶組織の顕微鏡拡大写真

【図２】高珪素鋼熱延板の結晶組織の顕微鏡拡大写真

【図３】高珪素鋼のＺｒ添加量と熱延板組織層間隔との
関係を示すグラフ

【図４】高珪素鋼の冷間圧延性をＺｎ添加量と冷間また
は温間圧延温度との関係で示すグラフ

【図５】高珪素鋼の冷間圧延性をＮｂ添加量と冷間また
は温間圧延温度との関係で示すグラフ

【図６】高珪素鋼の冷間圧延性をＴｉ添加量と冷間また
は温間圧延温度との関係で示すグラフ

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：４〜７
   ｗｔ％、Ｍｎ：０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａ
   ｌ：２．０ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｐ：
   ０．１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０２ｗｔ％以下、Ｚｒ，Ｎ
   ｂ及びＴｉの中から選ばれる１種または２種以上の元素
   を合計で０．００５〜１．０ｗｔ％、残部が実質的にＦ
   ｅからなり、且つ平均結晶粒径が５００μｍ以下である
   ことを特徴とする加工性に優れた高珪素鋼スラブ。
2. 【請求項２】 Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：４〜７
   ｗｔ％、Ｍｎ：０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａ
   ｌ：２．０ｗｔ％以下、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｐ：
   ０．１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０２ｗｔ％以下、Ｚｒ，Ｎ
   ｂ及びＴｉの中から選ばれる１種または２種以上の元素
   を合計で０．００５〜１．０ｗｔ％、残部が実質的にＦ
   ｅからなり、且つ板厚方向での組織層間隔が２００μｍ
   以下であることを特徴とする加工性に優れた高珪素鋼熱
   延板。