JPS6037172B2 - 一方向性珪素鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は鋼板の構成する結晶が｛１１０｝＜００１＞方
位を有し、圧延方向に磁化され易い一方向性珪素鋼板の
製造法特に線状細粒のない成品の製造法に関するもので
ある。

周知の如く方向性珪素鋼板は二次再結晶により圧延方向
に優れた磁気特性をもつ成品を得るのであるが、この場
合にＭｎＳ，ＡＩＮ等のィンヒビターが重要な役割を果
す。

このィンヒビターを有効に制御することが方向性珪素鋼
板製造の必須条件である。このため現状では熱延前にス
ラブを高温（例えば１３００００以上）に加熱し、ィン
ヒビター元素を充分溶体化させた後、熱延を含む後工程
で制御している。

このスラブ加熱は一般の鋼種に比し極めて高温であるた
め結晶粒の粗大成長が起り易い。この際殊に圧延方向に
平行なく１１０＞晶帯軸をもつ粗大結晶粒が以後の熱延
以降の工程においても充分破壊されずに残り易く、その
結果最終蛾鈍時の二次再結晶が不完全（この不完全部分
を線状細粒と称す）になる。一方、スラブ加熱が比較的
低温（例えば１３００００以下）ではィンヒビターの熔
体化不足によりやはり二次再結晶が不完全（これを全面
紐粒と称す）になる。

特に近年鉄鋼の製造工程において、従来の造塊法から連
続鋳造法（以下運銭法という）へ変りつつあるが、この
方法を方向性珪素鋼板の製造に適用する場合連銭法固有
の急冷凝固による柱状組織が形成されスラブ高温加熱時
の前記組織に伴う結晶粒異常粗大化が従来の造塊−分塊
法に比べて起り易くこれが先述した如く最終煉錨後の成
品の線状紬粒の原因となる。

かかる蓮銭スラブを用いて成品線状紬粒を防止する方策
としては特公昭５０一３７００９号公報に提案されてい
るように熱延工程の前において、蓮銭スラブにあらかじ
め加熱、圧延を行いこれに続く熱延工程でのスラブ高温
加熱時の結晶粒粗大化を防止しようとする方法がある。

しかしながら蓬鏡法を採用する工業的な利点は従釆の造
魂法に比し分塊工程の省略にあり、前述した蓮銭スラブ
の熱延前における予備圧延の実施は蓮銭法のメリットを
半減することになる。このような観点から本発明者らは
、スラブの熱延工程における現象を鋭意研究した結果、
或る処理条件を採用することによって前述した欠陥のな
い成品を製造することに成功した。すなわち、本発明は
一方向性珪素鋼板の製造工程において、蓮鍵法の利点を
十分に活かすと共に成品に線状紬粒が発生しない方法を
提供することを目的とするものである。

線状細粒は前述したように造塊法によって得たスラブの
処理についても発生する場合があり、本発明の思想はこ
の造塊法による一方向性珪素鋼板にも十分適用すること
ができる。

以下本発明を詳細に説明する。

本発明は一方向性珪素鋼板の製造において、蓬銭スラブ
高温加熱時に粗大化した結晶粒を引続く熱間圧延工程、
特に仕上圧延工程時に圧延方法を制御した再結晶化圧延
を行なうことによって粗大成長粒を破壊し微細に再結晶
化せしめることを特徴とするものであり、その結果以後
の所定の製造工程を経て最終焼鈍後線状細粒のない二次
再結晶の完全な成品を安定して製造するものである。

本発明の対象とする珪素鋼運綾スラブはＳｉ：２．０〜
４．０（ｗｔ）％、Ｃ：０．０８５％以下を含み、残余
はＦｅおよび混入不純物元素であって、例えばＭｎ，Ｓ
の他Ｓｅ，ＡＩ，Ｔｅ，Ｓｂ等を適宜含む。こ）で上記
成分の限定理由は、Ｓｉについては４％以上になると冷
間圧延が困難となり好ましくなく、２％以下では磁気特
性殊に鉄損値の増大という不利を招く。Ｃは０．０８５
％を超すと脱炭焼錨を完全に行うことが困難になり好ま
しくない。本発明の出発素材である珪素鋼達綾スラブは
既に公知の技術である製鋼方法、溶解方法および連続鋳
造法で得られたスラブである。このような素材は熱間圧
延により熱延板とされる。この熱延板は一回以上の冷延
と蛾鈍などの通常の一方向性電磁鋼板の処理工程により
最終板厚とする。冷延後の脱炭焼鈍および最終焼鈍は既
に公知の方法をそのまま行えばよい。上記工程において
、本発明の特徴は熱延工程にある。

すなわち、この熱延工程は普通いづれも複数回のパスで
行う粗圧延と仕上圧延より成る。スラブ加熱炉を出た連
絡スラブを粗圧延により所定の鋼片とした後、引続き仕
上圧延で所定の熱延板とするが、その仕上圧延中の任意
のパス時にこの鋼片或は鋼板に再結晶化圧延を少くとも
１回以上施こすことによって蓮銭スラブ高温加熱によっ
て成長した粗大粒を破壊しその結果以後の工程において
線状紬粒のない二次再結晶の安定な成品が得られる。こ
のように線状縦粒のない二次再結晶の安定した一方向性
珪素鋼板の製造において熱延の仕上圧延工程条件が極め
て重要な役割を果すが、本発明における圧延中の再結晶
化圧延について以下に説明する。

高温加熱炉より抽出した珪素鋼運銭スラブは熱延中の加
工歪と圧延温度によってその結晶組織が変化するが、本
発明者らはその仕上圧延実験を行い、その拳動を調べた
。

その様子を第１図に摸式的に示した。図は加工歪、圧延
温度と結晶の変化との関係を示したものである。第２図
−１は高温加熱後の達銭スラブの結晶組織を示している
が粗大成長粒の存在が判る。

領域Ａでの熱延は圧延中に回復が生じ、第２図−２の如
く圧延組織の中に延ばされたま）破壊されずに回復した
延伸粗大粒が残っている。粗圧延はこのＡ領域に相当す
る熱延である。一方向性珪素鋼達銭スラブは１３００ｏ
ｏ以上の高温で加熱されィンヒビターを熔体化した後粗
圧延により所定厚みの鋼片になるが、この時点ではィン
ヒビターの析出を防ぐために鋼片温度を出釆るだけ高く
保たねばならない。

従って粗圧延は極めて高温で行なわれるため、この時点
での粗大結晶粒の破壊、再結晶化は充分ではない。領域
Ｄは圧延温度或いは加工歪量が低い場合に生じる未再結
晶域で第２図−４の如く領域Ａと同様に粗大粒が延ばさ
れたまま破壊されずに残っている。領域Ｂは圧延中に瞬
時に再結晶する領域で、動的再結晶域と呼び、第２図−
３に示す如く完全に破壊され微細に再結晶した組織にな
っている。領域Ｃは圧延後数秒経過した後に再結晶する
領域で組織はＢ領域と同じになる。仕上圧延中の再結晶
化圧延はこのＢ，Ｃ領域、特にＢの動的再結晶域での圧
延を指すもので、この再結晶化圧延には適当な圧延温度
と加工歪（圧延中）の組合せが必要であることが判る。

本発明者らの実験から、第１図に示したＢ，Ｃ領域での
圧延によって得られる再結晶組織は板厚全面に起ること
が好ましいが、マクロ的にみて部分的にサブグレィン化
している状態が残っていても本発明の目的を達成するこ
とができる。

このような組織を得るためには、熱間圧延のパス中にお
いて１１９０マＣ乃至９６０℃、好ましくは１１５０℃
乃至１０５０ｑｏの温度範囲ではゞ３０％以上好ましく
は５０％以上の圧下を少くとも１回行う必要があり、こ
れによって再結晶化圧延が達成される。

しかしながら再結晶化圧延を圧延パス中に行なったとし
ても、再結晶化圧延以下の低温城での圧延割合（時間、
パス回数など）を多くすることは避けるべきである。す
なわち例えばＮを含有する素材においては低温域での前
述した圧延を行うことによってＮＮの析出凝集が起り、
後の工程での２次再結晶が不完全となって磁性を劣化さ
せる。このＮＮの析出凝集は含有するＡＩ，Ｎの量によ
って異るが８５０〜９５０００において著しい。再結晶
化圧延は熱間圧延工程中仕上圧延工程で行うことが好ま
しく、以上の説明もこれにもとづいているが、条件さえ
揃えば粗圧延工程においても、その適用を妨げるもので
はない。なお、熱間圧延以後の工程は例えばＡＩを含有
した珪素鋼素材においては、熱延板を糠鎚急冷してＡＩ
Ｎを析出させること、強圧下１回冷延工程を導入するこ
とによって、高磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板の製造
により効果がある。

以下実施例に基づいて仕上圧延条件の限定理由を説明す
る。

実施例 １ Ｃ：０．０５（ｗｔ）％、Ｓｉ：３．０％、Ｎ：０．０
３％を含む厚み２００側よりなる蓮鉾スラブを１４００
ｏｏで加熱後４パスで３仇舷厚のバーとした。

スラブ加熱後のスラブ結晶組織は第２図−１と同じく粗
大成長粒が存在していた。

４パス終了直後のバー温度は１２５０午０であった。

このバーを引続き次の条件で仕上圧延し２．３肌の熱延
板を作成した。１パス ２パス ３パス 圧延率 ７３％ ６３％ ２４％板 厚
８肌 ３肋 ２．３風詠料 圧延温度
圧延温度 圧延温度■ １２２０００ １２００
０○ ９２０ＣＯ■ １２００ １１５０
９００■ １１００ １０２０ ８７０■
１０００ ９００ ７８０ この熱延板を１１５０ＣＣで連続焼鈍後急冷酸洗し、次
いで最終板厚０．３側に冷延した。

これを８５０００で脱炭燐鈍後１２００００で最終焼鈍
を行ない成品とした。成品のマクロ組織を第３図１−３
に示す。

試料■（第３図一１）には残存延伸粗大粒に基づく線状
紬粒がある。

試料■，■（第３図−２）は完全に二次再結晶している
。

試料■（第３図−３）では熱延中の低温域での圧延回数
が多く、ィンヒビターの析出凝集により二次再結晶が不
完全になった。

これより仕上圧延中にィンヒビタ−の析出凝集を起さな
い範囲で再結晶温度城、すなわち１１９０〜９６０つ０
の温度域で少くとも１回３０％以上の強圧延を施すこと
により完全な二次再結晶の成品を得ることが判る。

上記処理をした成品の磁気特性を以下に示す。

試 料 Ｂｏ（Ｔ） Ｗ１７′５０（ｗ／ｋｇ）■
１．８７５ １．２０■ １．９４８
１．０５ ■ １．９５５ １．０２ ■ １．７６３ １．７５ 以上の結果から再結晶化高圧下圧延を適正に行った■，
■の試料の磁気特性が何れも優れていることが明らかで
ある。

実施例 ２ Ｃ：０．０５（ｗｔ）％、Ｓｊ：３．０％、Ｎ：０．０
３％を含む厚み２００側よりなる珪素鋼達鏡スラブを１
４００℃で加熱後４パスで４比舷のバーとした。

４パス終了直後のバー温度は１２５０ｑｏであった。

このバーを引続き次の条件で１パスの圧延を行なった。
圧延温度 圧延率１２３０〜８７０ｑ０
２０〜８０％ この圧延前のバーの結晶組織を第４図−ａに、圧延後の
再結晶の様子を第４図−ｂに示す。

これより’■ 圧延前のバーには延伸粗大粒が回復状態
で残つている。

■ １２００００以上では強圧延を施しても延伸粗大粒
が残る。

■ １１９０〜１１６０００の温度城では再結晶化には
５０％以上の圧延率を必要とする。

■ １１６０〜９６０ｏｏ城でも圧延率を高め（３０％
以上）にする方がより完全再結晶化する。

■ ９５０ｏＣ以下での温度域の圧延では延伸粗大粒が
禾再結晶のま）で残っている。

すなわち仕上圧延中の１１９０〜９６０℃の温度城で少
くとも１回、１パス３０％以上の高圧延率の圧延を施す
ことが粗大粒の破壊、再結晶化に必要なことが判る。

実施例 ３ 素材および４仇肋のバーまでの熱延条件は実施例２と全
く同じにし、この４比舷バー（１２５０００）を引続き
次の条件で圧延を行なった。

４仇奴→第１パス→第２パス 第１パス後並びに第２パス後の結晶組織を第５図ａ〜ｄ
に示す。

これより； 第１パスでは未だ再結晶しない延伸粗大粒が存在するが
、第２パスで１１００午○、３０％以上では完全再結晶
化していることが判る。

すなわち、数パスによる仕上圧延中で少くとも１回１１
００００程度で３０％以上の圧延が必要なことが判る。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱延中の再結晶の挙動を漠式的に示す図、第２
図一１は高温加熱後のスラブの結晶組織を示す金属組織
の断面図、第２図−２は領域Ａでの圧延組織を示す金属
組織の断面図、第２図−３は領域Ｂでの圧延組織を示す
金属組織の断面図、第２図−４は領域Ｄでの圧延組織を
示す金属組織の断面図、第３図は実施例１の条件で製造
した成品板のマクロ組織を示す金属組織断面図（第３図
−１は試料■、第３図−２は試料■，■、第３図−３は
試料■のマクロ組織を示す）、第４図ａは実施例２に従
った圧延前のバーの結晶組織を示す金属組織の断面図、
第４図ｂは実施例２の条件における再結晶挙動を示す図
（図中×印は回復又は再結晶、△印はサブグレイン化、
０印は完全再結晶化を表わす）、第５図は実施例３の熱
延板の第１パスおよび第２パス後のマクロ組織を示す金
属組織の断面図（ａ：１パス後、ｂ：２パス後圧延率２
０％、ｃ：２パス後圧延率３０％、ｄ：２パス後圧延率
５０％）である。 第５図 第１図 第２図 第３図 第４図（４） 第４図（Ｃ）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ｓｉ：２．０〜４．０（ｗｔ）％、Ｃ：０．０８５
   ％以下、ならびに通常のインヒビター成分を含み、残余
   はＦｅおよび不可避的不純物元素よりなる珪素鋼スラブ
   を連続鋳造工程で製造し、該スラブを高温加熱後熱延す
   る工程において、圧延中のパス時に９６０〜１１９０℃
   の温度範囲で、１パス当り３０％以上の圧下率で再結晶
   化高圧下圧延を少くとも１回施すことを特徴とし、以後
   通常の工程で成品とする一方向性珪素鋼板の製造方法。