JP2001342521A - 一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JP2001342521A JP2001342521A JP2000165649A JP2000165649A JP2001342521A JP 2001342521 A JP2001342521 A JP 2001342521A JP 2000165649 A JP2000165649 A JP 2000165649A JP 2000165649 A JP2000165649 A JP 2000165649A JP 2001342521 A JP2001342521 A JP 2001342521A
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- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 コスト削減が要求される汎用の方向性電磁鋼
板の製造に際し、スラブ加熱温度を普通鋼並みに低減す
ると共に、良好な磁気特性を得る。 【解決手段】 鋼中のＳ，Ｎ含有量をそれぞれ、Ｓ：0.
005 mass％以下、Ｎ：0.007 mass％以下に抑制した含け
い素鋼スラブを素材とし、その連続鋳造に際し、スラブ
の柱状晶の伸長方向が、スラブ表面に対して垂直な方向
から５°以上、15°以下の範囲におさまるように制御し
て鋳込み、かつスラブ中のＳ含有量（Ｓ(%) ）に応じ
て、粗圧延終了後、仕上げ圧延開始までの間に1100℃以
下の温度域に 104・Ｓ(%) 秒以上の時間、鋼板を滞留さ
せる。
板の製造に際し、スラブ加熱温度を普通鋼並みに低減す
ると共に、良好な磁気特性を得る。 【解決手段】 鋼中のＳ，Ｎ含有量をそれぞれ、Ｓ：0.
005 mass％以下、Ｎ：0.007 mass％以下に抑制した含け
い素鋼スラブを素材とし、その連続鋳造に際し、スラブ
の柱状晶の伸長方向が、スラブ表面に対して垂直な方向
から５°以上、15°以下の範囲におさまるように制御し
て鋳込み、かつスラブ中のＳ含有量（Ｓ(%) ）に応じ
て、粗圧延終了後、仕上げ圧延開始までの間に1100℃以
下の温度域に 104・Ｓ(%) 秒以上の時間、鋼板を滞留さ
せる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、一方向性電磁鋼板
の製造方法に関し、特に磁気特性に優れた汎用の一方向
性電磁鋼板を安定して得ようとするものである。
の製造方法に関し、特に磁気特性に優れた汎用の一方向
性電磁鋼板を安定して得ようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】方向性電磁鋼板は、主として変圧器その
他の電気機器の鉄心材料として使用され、磁束密度およ
び鉄損などの磁気特性に優れることが重要である。その
ため、厚さ：100 〜300 mm程度のスラブを、高温に加熱
後、熱間圧延し、ついでこの熱延板を１回または中間焼
鈍をはさむ２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、
脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶お
よび純化を目的として最終仕上げ焼鈍を行うという複雑
な工程が採用されている。
他の電気機器の鉄心材料として使用され、磁束密度およ
び鉄損などの磁気特性に優れることが重要である。その
ため、厚さ：100 〜300 mm程度のスラブを、高温に加熱
後、熱間圧延し、ついでこの熱延板を１回または中間焼
鈍をはさむ２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、
脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶お
よび純化を目的として最終仕上げ焼鈍を行うという複雑
な工程が採用されている。
【０００３】ところで、かかる方向性電磁鋼板におい
て、磁気特性を高めるためには、最終仕上げ焼鈍工程に
おける二次再結晶で、磁化容易軸である＜００１＞軸が
圧延方向に高度に揃った｛１１０｝＜００１＞方位の結
晶粒を優先して成長させることが重要である。｛１１
０｝＜００１＞方位に集積した二次再結晶を効果的に促
進させるためには、従来から、一次再結晶粒の正常粒成
長を抑制するインヒビターと呼ばれる分散相を、均一か
つ適正なサイズに分散させることが必要不可欠と考えら
れてきた。このインヒビターの作用により、最終仕上げ
焼鈍時に、一次再結晶粒の正常粒成長が抑制され、最も
粒成長の優位性が高い｛１１０｝＜００１＞方位の粒だ
けが、他の方位を蚕食して大きく成長する。
て、磁気特性を高めるためには、最終仕上げ焼鈍工程に
おける二次再結晶で、磁化容易軸である＜００１＞軸が
圧延方向に高度に揃った｛１１０｝＜００１＞方位の結
晶粒を優先して成長させることが重要である。｛１１
０｝＜００１＞方位に集積した二次再結晶を効果的に促
進させるためには、従来から、一次再結晶粒の正常粒成
長を抑制するインヒビターと呼ばれる分散相を、均一か
つ適正なサイズに分散させることが必要不可欠と考えら
れてきた。このインヒビターの作用により、最終仕上げ
焼鈍時に、一次再結晶粒の正常粒成長が抑制され、最も
粒成長の優位性が高い｛１１０｝＜００１＞方位の粒だ
けが、他の方位を蚕食して大きく成長する。
【０００４】かようなインヒビターとして代表的なもの
は、MnＳ，MnSe，AlＮおよびＶＮのような硫化物、Se化
合物および窒化物等で、鋼中への溶解度が極めて小さい
ものが用いられており、熱延前のスラブ加熱時にインヒ
ビターを一旦完全に固溶させたのち、その後の工程で微
細に析出させる方法が採られてきた。ここに、インヒビ
ターを十分に固溶させるためのスラブ加熱温度は1400℃
程度であり、普通鋼のスラブ加熱温度に比べて約 200℃
も高いため、かような高温スラブ加熱には、以下のよう
な欠点があった。 １) 高温加熱を行うためにエネルギー原単位が高い。 ２) 溶融スケールが発生し易く、またスラブ垂れが生じ
易い。 ３) スラブ表層の過脱炭が生じる。 なお、上記２) 、３) の欠点を解決するために、方向性
電磁鋼専用の誘導加熱炉が開発されたが、誘導加熱炉を
用いた場合、エネルギーコストの増大を招くという問題
が残された。
は、MnＳ，MnSe，AlＮおよびＶＮのような硫化物、Se化
合物および窒化物等で、鋼中への溶解度が極めて小さい
ものが用いられており、熱延前のスラブ加熱時にインヒ
ビターを一旦完全に固溶させたのち、その後の工程で微
細に析出させる方法が採られてきた。ここに、インヒビ
ターを十分に固溶させるためのスラブ加熱温度は1400℃
程度であり、普通鋼のスラブ加熱温度に比べて約 200℃
も高いため、かような高温スラブ加熱には、以下のよう
な欠点があった。 １) 高温加熱を行うためにエネルギー原単位が高い。 ２) 溶融スケールが発生し易く、またスラブ垂れが生じ
易い。 ３) スラブ表層の過脱炭が生じる。 なお、上記２) 、３) の欠点を解決するために、方向性
電磁鋼専用の誘導加熱炉が開発されたが、誘導加熱炉を
用いた場合、エネルギーコストの増大を招くという問題
が残された。
【０００５】このため、方向性電磁鋼のスラブ加熱温度
の低温化を図る技術が種々提案されている。しかしなが
ら、スラブ加熱温度の低下は、インヒビター成分の固溶
不足を招くために、抑制力の低下を必然的に引き起こ
す。
の低温化を図る技術が種々提案されている。しかしなが
ら、スラブ加熱温度の低下は、インヒビター成分の固溶
不足を招くために、抑制力の低下を必然的に引き起こ
す。
【０００６】そこで、低温スラブ加熱に起因する抑制力
の低下を後の工程で補う技術として、途中窒化技術が開
発された。例えば、特開昭57−207114号公報には、脱炭
焼鈍時に窒化する技術が、また特開昭62−70521 号公報
には、仕上げ焼鈍条件を規制し、仕上げ焼鈍時に途中窒
化することで低温スラブ加熱化を可能にする技術が、そ
れぞれ開示されている。さらに、特開昭62−40315 号公
報では、Al，Ｎはスラブ加熱時に固溶していなくても、
後工程の途中窒化によってインヒビターを適正状態に制
御する方法が開示されている。しかしながら、仕上げ焼
鈍に入る前に途中窒化を施す方法は、新たな設備を必要
とし、コストが増大するという問題があり、また仕上げ
焼鈍中の窒化は制御が難しいところにも問題を残してい
た。
の低下を後の工程で補う技術として、途中窒化技術が開
発された。例えば、特開昭57−207114号公報には、脱炭
焼鈍時に窒化する技術が、また特開昭62−70521 号公報
には、仕上げ焼鈍条件を規制し、仕上げ焼鈍時に途中窒
化することで低温スラブ加熱化を可能にする技術が、そ
れぞれ開示されている。さらに、特開昭62−40315 号公
報では、Al，Ｎはスラブ加熱時に固溶していなくても、
後工程の途中窒化によってインヒビターを適正状態に制
御する方法が開示されている。しかしながら、仕上げ焼
鈍に入る前に途中窒化を施す方法は、新たな設備を必要
とし、コストが増大するという問題があり、また仕上げ
焼鈍中の窒化は制御が難しいところにも問題を残してい
た。
【０００７】一方、これまで必要不可欠とされてきたイ
ンヒビターを使用せずに方向性電磁鋼板を製造する試み
も、これまでいろいろ行われてきた。例えば、特開昭64
−55339 号公報、特開平２−57635 号公報、特開平７−
76732 号公報および特開平７−197126号公報には、三次
再結晶を利用する方法が開示されているが、これらはい
ずれも、表面エネルギー差を利用する方法であるため、
板厚が極薄なものに限られ、工業的には不向きであっ
た。
ンヒビターを使用せずに方向性電磁鋼板を製造する試み
も、これまでいろいろ行われてきた。例えば、特開昭64
−55339 号公報、特開平２−57635 号公報、特開平７−
76732 号公報および特開平７−197126号公報には、三次
再結晶を利用する方法が開示されているが、これらはい
ずれも、表面エネルギー差を利用する方法であるため、
板厚が極薄なものに限られ、工業的には不向きであっ
た。
【０００８】ところが、近年になって、二次再結晶発現
の重要なポイントとして、インヒビターの存在の他に、
一次再結晶組織における隣り合う結晶粒の方位差角が注
目されるようになってきた。すなわち、方位差角が20〜
45°である粒界（高粒界エネルギ粒界）が重要な役割を
果たしていることが、Acta Materia1 45巻で報告され、
これに基づいて、インヒビターを使用しない方向性電磁
鋼板の研究が再びさかんに行われるようになってきた。
の重要なポイントとして、インヒビターの存在の他に、
一次再結晶組織における隣り合う結晶粒の方位差角が注
目されるようになってきた。すなわち、方位差角が20〜
45°である粒界（高粒界エネルギ粒界）が重要な役割を
果たしていることが、Acta Materia1 45巻で報告され、
これに基づいて、インヒビターを使用しない方向性電磁
鋼板の研究が再びさかんに行われるようになってきた。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】インヒビターを使用す
ることなしに、方向性電磁鋼板の製造が可能であれば、
インヒビターの溶体化のための高温スラブ加熱も不要と
なる。そこで、発明者らは、インヒビターを積極的には
含有させない素材、あるいは大幅に低減した素材を用い
て、スラブ加熱温度の低温化技術の開発を試みた。
ることなしに、方向性電磁鋼板の製造が可能であれば、
インヒビターの溶体化のための高温スラブ加熱も不要と
なる。そこで、発明者らは、インヒビターを積極的には
含有させない素材、あるいは大幅に低減した素材を用い
て、スラブ加熱温度の低温化技術の開発を試みた。
【００１０】本発明は、その結果開発されたもので、コ
スト削減が要求される汎用の方向性電磁鋼板の製造にお
いて、スラブ加熱温度を普通鋼並みに低減でき、かつ磁
気特性が良好な一方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提
案するものである。
スト削減が要求される汎用の方向性電磁鋼板の製造にお
いて、スラブ加熱温度を普通鋼並みに低減でき、かつ磁
気特性が良好な一方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提
案するものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、スラブの連
続鋳造に際し、柱状晶の伸長方向を、スラブ表面に対し
垂直な方向から適度に傾けると共に、熱間粗圧延と仕上
げ圧延との間で鋼中のＳをMnＳとして十分に析出させる
ことが、所期した目的の達成に関し、極めて有効である
ことの知見を得た。本発明は、上記の知見に立脚するも
のである。
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、スラブの連
続鋳造に際し、柱状晶の伸長方向を、スラブ表面に対し
垂直な方向から適度に傾けると共に、熱間粗圧延と仕上
げ圧延との間で鋼中のＳをMnＳとして十分に析出させる
ことが、所期した目的の達成に関し、極めて有効である
ことの知見を得た。本発明は、上記の知見に立脚するも
のである。
【００１２】すなわち、本発明は、 Ｃ：0.0050〜0.10mass％、 Si：2.0 〜4.5 mass％および Mn：0.03〜2.5 mass％ を含み、かつインヒビター成分を含みまたは含まず、さ
らにＳ，Ｎの含有量をそれぞれ Ｓ：0.005 mass％以下、 Ｎ：0.007 mass％以下 に抑制した組成になる鋼スラブを、1300℃以下の温度に
加熱後、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、
ついで熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延で最終
板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布し
てから最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程からなる一方向
性電磁鋼板の製造方法において、スラブの柱状晶の伸長
方向が、スラブ表面に対して垂直な方向から５°以上、
15°以下の範囲におさまるように制御して鋳込み、かつ
スラブ中のＳ含有量（Ｓ(%) ）に応じて、粗圧延終了
後、仕上げ圧延開始までの間に、1100℃以下の温度域に
104・Ｓ(%) 秒以上の時間、鋼板を滞留させることを特
徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法である。
らにＳ，Ｎの含有量をそれぞれ Ｓ：0.005 mass％以下、 Ｎ：0.007 mass％以下 に抑制した組成になる鋼スラブを、1300℃以下の温度に
加熱後、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、
ついで熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延で最終
板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布し
てから最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程からなる一方向
性電磁鋼板の製造方法において、スラブの柱状晶の伸長
方向が、スラブ表面に対して垂直な方向から５°以上、
15°以下の範囲におさまるように制御して鋳込み、かつ
スラブ中のＳ含有量（Ｓ(%) ）に応じて、粗圧延終了
後、仕上げ圧延開始までの間に、1100℃以下の温度域に
104・Ｓ(%) 秒以上の時間、鋼板を滞留させることを特
徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００１３】また、本発明は、 Ｃ：0.0050〜0.10mass％、 Si：2.0 〜4.5 mass％および Mn：0.03〜2.5 mass％ を含み、かつインヒビター成分を含みまたは含まず、さ
らにＳ，Ｎの含有量をそれぞれ Ｓ：0.005 mass％以下、 Ｎ：0.007 mass％以下 に抑制した組成になる鋼スラブを、1300℃以下の温度に
加熱後、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、
ついで必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍
を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚に仕上げ、ついで
脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍
を施す一連の工程からなる一方向性電磁鋼板の製造方法
において、スラブの柱状晶の伸長方向が、スラブ表面に
対して垂直な方向から５°以上、15°以下の範囲におさ
まるように制御して鋳込み、かつスラブ中のＳ含有量
（Ｓ(%) ）に応じて、粗圧延終了後、仕上げ圧延開始ま
での間に、1100℃以下の温度域に 104・Ｓ(%) 秒以上の
時間、鋼板を滞留させることを特徴とする一方向性電磁
鋼板の製造方法である。
らにＳ，Ｎの含有量をそれぞれ Ｓ：0.005 mass％以下、 Ｎ：0.007 mass％以下 に抑制した組成になる鋼スラブを、1300℃以下の温度に
加熱後、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、
ついで必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍
を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚に仕上げ、ついで
脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍
を施す一連の工程からなる一方向性電磁鋼板の製造方法
において、スラブの柱状晶の伸長方向が、スラブ表面に
対して垂直な方向から５°以上、15°以下の範囲におさ
まるように制御して鋳込み、かつスラブ中のＳ含有量
（Ｓ(%) ）に応じて、粗圧延終了後、仕上げ圧延開始ま
での間に、1100℃以下の温度域に 104・Ｓ(%) 秒以上の
時間、鋼板を滞留させることを特徴とする一方向性電磁
鋼板の製造方法である。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明を由来するに至った
経緯と共に、本発明の実施の態様を詳細に説明する。さ
て、発明者らは、スラブ加熱温度の低温化を目的とし
て、特に溶体化温度が高い窒化物、硫化物、Se化合物な
どをインヒビターとして積極的に含有させない成分系で
方向性電磁鋼板の開発を試みた。その結果、実験室にお
いては、熱延前のスラブ加熱温度を普通鋼並みとし、窒
化物、硫化物およびSe化合物を一切使用しない成分系を
素材として用い、熱延前のスラブ加熱温度を普通鋼並み
とした場合であっても、途中工程の焼鈍条件を適正化す
ることによって二次再結晶を生じさせることが可能であ
り、磁気特性もＢ 8 ＞1.85Ｔのものを得ることができ
た。また、Sb等の粒界偏析型のインヒビター（スラブ加
熱時に溶体化する必要がないインヒビター）を補助的に
添加した場合には、磁気特性をより高位に安定化させる
ことができた。
経緯と共に、本発明の実施の態様を詳細に説明する。さ
て、発明者らは、スラブ加熱温度の低温化を目的とし
て、特に溶体化温度が高い窒化物、硫化物、Se化合物な
どをインヒビターとして積極的に含有させない成分系で
方向性電磁鋼板の開発を試みた。その結果、実験室にお
いては、熱延前のスラブ加熱温度を普通鋼並みとし、窒
化物、硫化物およびSe化合物を一切使用しない成分系を
素材として用い、熱延前のスラブ加熱温度を普通鋼並み
とした場合であっても、途中工程の焼鈍条件を適正化す
ることによって二次再結晶を生じさせることが可能であ
り、磁気特性もＢ 8 ＞1.85Ｔのものを得ることができ
た。また、Sb等の粒界偏析型のインヒビター（スラブ加
熱時に溶体化する必要がないインヒビター）を補助的に
添加した場合には、磁気特性をより高位に安定化させる
ことができた。
【００１５】しかしながら、工場で実機操業を試みたと
ころ、以下に述べる二つの問題が生じた。一つは、圧延
方向に伸長した線状の二次再結晶不良が頻繁に発生し、
磁気特性の劣化が生じるという問題である。もう一つ
は、コイルの長手方向で二次再結晶粒の成長具合が不均
一となり、二次再結晶不良部分、二次再結晶が良好な部
分および二次再結晶粒が粗大化し｛１１０｝＜００１＞
方位からのずれが大きい部分などが混在するという問題
である。
ころ、以下に述べる二つの問題が生じた。一つは、圧延
方向に伸長した線状の二次再結晶不良が頻繁に発生し、
磁気特性の劣化が生じるという問題である。もう一つ
は、コイルの長手方向で二次再結晶粒の成長具合が不均
一となり、二次再結晶不良部分、二次再結晶が良好な部
分および二次再結晶粒が粗大化し｛１１０｝＜００１＞
方位からのずれが大きい部分などが混在するという問題
である。
【００１６】圧延方向に伸長した線状の二次再結晶不良
について、その成因を調べるために工程をさかのぼって
組織調査を行ったところ、上工程で発生した、圧延方向
が＜０１１＞方向で｛１００｝＜０１１＞方位を中心に
方位が分散した方位群（以後、αファイバーと称す）の
バンド組織が原因であることが判明した。上記したαフ
ァイバーは、圧延しても方位が維持されるだけでなく、
焼鈍しても再結晶しにくいことから、下工程では圧延方
向に伸長した未再結晶バンドになり易い。
について、その成因を調べるために工程をさかのぼって
組織調査を行ったところ、上工程で発生した、圧延方向
が＜０１１＞方向で｛１００｝＜０１１＞方位を中心に
方位が分散した方位群（以後、αファイバーと称す）の
バンド組織が原因であることが判明した。上記したαフ
ァイバーは、圧延しても方位が維持されるだけでなく、
焼鈍しても再結晶しにくいことから、下工程では圧延方
向に伸長した未再結晶バンドになり易い。
【００１７】このような未再結晶バンドをなくす手段と
して、冷間圧延温度を上げ、圧延時の動的歪み時効やパ
ス間の静的歪み時効によって再結晶を促す方法、熱延板
焼鈍や中間焼鈍を高温で行って再結晶を促す方法などが
ある。しかしながら、αファイバーが再結晶した場合の
再結晶粒は、他の方位を有する部分からの再結晶粒に比
べて粗大化し易い性格がある。
して、冷間圧延温度を上げ、圧延時の動的歪み時効やパ
ス間の静的歪み時効によって再結晶を促す方法、熱延板
焼鈍や中間焼鈍を高温で行って再結晶を促す方法などが
ある。しかしながら、αファイバーが再結晶した場合の
再結晶粒は、他の方位を有する部分からの再結晶粒に比
べて粗大化し易い性格がある。
【００１８】本発明のように、インヒビターを使用しな
いか、または使用しても大幅に低減した素材では、αフ
ァイバーからの再結晶粒が粗大化する傾向が一層強く、
一次再結晶粒径が不均一となる。従って、上工程でのα
ファイバー部は、最終仕上げ焼鈍前の段階で未再結晶バ
ンドとなるか、あるいは一次再結晶粒径不均一部になる
かのどちらかとなる。このような組織の鋼板に最終仕上
げ焼鈍を施すと、二次再結晶粒の成長が未再結晶バンド
部や粗大一次再結晶粒によって阻害され、線状の二次再
結晶不良部となるのである。
いか、または使用しても大幅に低減した素材では、αフ
ァイバーからの再結晶粒が粗大化する傾向が一層強く、
一次再結晶粒径が不均一となる。従って、上工程でのα
ファイバー部は、最終仕上げ焼鈍前の段階で未再結晶バ
ンドとなるか、あるいは一次再結晶粒径不均一部になる
かのどちらかとなる。このような組織の鋼板に最終仕上
げ焼鈍を施すと、二次再結晶粒の成長が未再結晶バンド
部や粗大一次再結晶粒によって阻害され、線状の二次再
結晶不良部となるのである。
【００１９】αファイバーの発生起源として、発明者ら
はスラブの柱状晶部に着目した。柱状晶は、凝固過程で
＜１００＞方向に伸長する性格がある。従って、スラブ
の上下面に対して垂直に伸びた柱状晶は＜１００＞が板
面に垂直な集合組織をもつ。＜１００＞が板面に垂直な
方位は、圧延を施すことにより、αファイバーの中心方
位｛１００｝＜０１１＞方位に集積し易い。
はスラブの柱状晶部に着目した。柱状晶は、凝固過程で
＜１００＞方向に伸長する性格がある。従って、スラブ
の上下面に対して垂直に伸びた柱状晶は＜１００＞が板
面に垂直な集合組織をもつ。＜１００＞が板面に垂直な
方位は、圧延を施すことにより、αファイバーの中心方
位｛１００｝＜０１１＞方位に集積し易い。
【００２０】スラブの柱状晶組織を制御する技術として
は、例えば特公平７−30398 号公報において、柱状晶率
を少なくとも一方のスラブ表面から厚さ方向に35％以上
とする技術が開示されている。これは、AlＮを必須イン
ヒビターとし、スラブ加熱温度を1250℃未満とする場合
を対象とするもので、AlＮインヒビター強度の不均一は
柱状晶よりも等軸晶の方が大きいことに着目し、柱状晶
率を少なくとも一方のスラブ表面から厚さ方向に35％以
上とすることで、インヒビターを均一に分散させて、磁
性を向上させる技術である。
は、例えば特公平７−30398 号公報において、柱状晶率
を少なくとも一方のスラブ表面から厚さ方向に35％以上
とする技術が開示されている。これは、AlＮを必須イン
ヒビターとし、スラブ加熱温度を1250℃未満とする場合
を対象とするもので、AlＮインヒビター強度の不均一は
柱状晶よりも等軸晶の方が大きいことに着目し、柱状晶
率を少なくとも一方のスラブ表面から厚さ方向に35％以
上とすることで、インヒビターを均一に分散させて、磁
性を向上させる技術である。
【００２１】本発明は、AlＮインヒビターを必須とする
技術ではなく、柱状晶の存在は上述したようにあまり好
ましいものではない。そこで、電磁撹拌によって柱状晶
率を下げる検討を行ったが、線状の二次再結晶不良の軽
減効果は小さかった。
技術ではなく、柱状晶の存在は上述したようにあまり好
ましいものではない。そこで、電磁撹拌によって柱状晶
率を下げる検討を行ったが、線状の二次再結晶不良の軽
減効果は小さかった。
【００２２】そこで、発明者らは、上記の問題を解消す
べく鋭意研究を重ねた結果、試行錯誤の未に、柱状晶の
伸長角度を微妙に制御することが極めて有効であること
を突き止めた。すなわち、鋳込み条件（鋳込み速度等）
を調整することによって、柱状晶の伸長方向をスラブ表
面に対して垂直な方向から適度に傾けることにより、圧
延後に｛１００｝＜０１１＞方位に集積する度合いが低
減され、その結果、αファイバーの発生が効果的に抑制
されることが究明されたのである。
べく鋭意研究を重ねた結果、試行錯誤の未に、柱状晶の
伸長角度を微妙に制御することが極めて有効であること
を突き止めた。すなわち、鋳込み条件（鋳込み速度等）
を調整することによって、柱状晶の伸長方向をスラブ表
面に対して垂直な方向から適度に傾けることにより、圧
延後に｛１００｝＜０１１＞方位に集積する度合いが低
減され、その結果、αファイバーの発生が効果的に抑制
されることが究明されたのである。
【００２３】これにより、圧延方向に線状に伸長した二
次再結晶不良の発生は大幅に軽減された。図１に、柱状
晶の伸長角度（スラブ表面に対し垂直な方向からの傾き
角度）を変化させた場合の製品の磁束密度の変化につい
て調査した結果を示す。なお、上記の実験は、Ｃ：0.04
0 mass％, Si：3.25mass％, Mn：0.07mass％,Al：0.005
mass ％, Sb：0.015 mass％, Ｂ：５mass ppm, Ｓ：25m
ass ppmおよびＮ：30mass ppmを含有し、残部は実質的
にFeの組成になる鋼スラブを、連続鋳造で製造するに際
し、鋳込み条件を調整することによって柱状晶の伸長角
度を種々に変化させ、ついで1200℃に加熱後、熱間圧延
し、ついで1000℃で熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷
間圧延で0.34mmの最終板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施し
て得た製品板について行ったものである。なお、磁束密
度は、製品コイルの長手方向中央部で評価した。
次再結晶不良の発生は大幅に軽減された。図１に、柱状
晶の伸長角度（スラブ表面に対し垂直な方向からの傾き
角度）を変化させた場合の製品の磁束密度の変化につい
て調査した結果を示す。なお、上記の実験は、Ｃ：0.04
0 mass％, Si：3.25mass％, Mn：0.07mass％,Al：0.005
mass ％, Sb：0.015 mass％, Ｂ：５mass ppm, Ｓ：25m
ass ppmおよびＮ：30mass ppmを含有し、残部は実質的
にFeの組成になる鋼スラブを、連続鋳造で製造するに際
し、鋳込み条件を調整することによって柱状晶の伸長角
度を種々に変化させ、ついで1200℃に加熱後、熱間圧延
し、ついで1000℃で熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷
間圧延で0.34mmの最終板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施し
て得た製品板について行ったものである。なお、磁束密
度は、製品コイルの長手方向中央部で評価した。
【００２４】同図に示したとおり、柱状晶の伸長角度が
５°に満たないと、αファイバーの低減効果は発揮され
ず、一方15°を超えると、一次再結晶粒が整粒になりす
ぎて、かえって好ましくないことが判明した。すなわ
ち、二次再結晶粒の中に細粒が適度に混在する方が鉄損
の低減に効果的であり、かような製品を製造するために
は、一次再結晶段階で粒径が均一になりすぎることは好
ましくない。なお、実験室に比べ、実機において線状の
二次再結晶不良が発生し易い理由は、定かではないが、
スラブのサイズや組織の違い、熱間圧延での圧下率の違
い等が影響を及ぼしているものと考えられる。
５°に満たないと、αファイバーの低減効果は発揮され
ず、一方15°を超えると、一次再結晶粒が整粒になりす
ぎて、かえって好ましくないことが判明した。すなわ
ち、二次再結晶粒の中に細粒が適度に混在する方が鉄損
の低減に効果的であり、かような製品を製造するために
は、一次再結晶段階で粒径が均一になりすぎることは好
ましくない。なお、実験室に比べ、実機において線状の
二次再結晶不良が発生し易い理由は、定かではないが、
スラブのサイズや組織の違い、熱間圧延での圧下率の違
い等が影響を及ぼしているものと考えられる。
【００２５】上述したとおり、柱状晶の伸長角度を制御
することによって、圧延方向に伸長した線状の二次再結
晶不良は解消したが、依然として、コイル長手方向にお
ける二次再結晶粒の成長の不均一という問題は残ってい
る。長手方向における二次再結晶粒の成長の不均一は、
一次再結晶粒径の長手方向不均一に起因するものであ
り、仕上げ焼鈍時の粒成長の駆動力が長手方向で変動す
るために生じるものと考えられる。実験室での製造で
は、途中工程条件を適正化することによって良好な磁性
を得ることができたけれども、実機では、コイル長手方
向での温度履歴の違いがあるため、長手方向の一部分は
良好であっても、他の部分では二次再結晶不良であった
り、二次再結晶はしても｛１１０｝＜００１＞からずれ
た方位の二次再結晶粒が発生したりして、磁性の劣化を
生じる。
することによって、圧延方向に伸長した線状の二次再結
晶不良は解消したが、依然として、コイル長手方向にお
ける二次再結晶粒の成長の不均一という問題は残ってい
る。長手方向における二次再結晶粒の成長の不均一は、
一次再結晶粒径の長手方向不均一に起因するものであ
り、仕上げ焼鈍時の粒成長の駆動力が長手方向で変動す
るために生じるものと考えられる。実験室での製造で
は、途中工程条件を適正化することによって良好な磁性
を得ることができたけれども、実機では、コイル長手方
向での温度履歴の違いがあるため、長手方向の一部分は
良好であっても、他の部分では二次再結晶不良であった
り、二次再結晶はしても｛１１０｝＜００１＞からずれ
た方位の二次再結晶粒が発生したりして、磁性の劣化を
生じる。
【００２６】スラブ加熱温度を低温化した場合に、二次
再結晶挙動が長手方向の温度履歴の違いに大きく影響さ
れる理由は、インヒビターの固溶・析出状態が長手方向
で変化し易いためと考えられる。本発明では、基本的に
インヒビター成分であるＳを含有させない成分系を指向
しており、このＳ量が十分に少なければ通常の熱延処理
で何ら問題はない。しかしながら、実繰業ではＳが不純
物としてある程度は含有され、MnＳを形成する。ここ
に、MnＳは溶体化温度が高く、スラブ加熱温度が普通鋼
並みの場合には、不完全固溶状態のまま熱延を行うこと
になり、熱延途中での析出サイズや析出分布が（温度履
歴の違い故に）長手方向でばらつく。
再結晶挙動が長手方向の温度履歴の違いに大きく影響さ
れる理由は、インヒビターの固溶・析出状態が長手方向
で変化し易いためと考えられる。本発明では、基本的に
インヒビター成分であるＳを含有させない成分系を指向
しており、このＳ量が十分に少なければ通常の熱延処理
で何ら問題はない。しかしながら、実繰業ではＳが不純
物としてある程度は含有され、MnＳを形成する。ここ
に、MnＳは溶体化温度が高く、スラブ加熱温度が普通鋼
並みの場合には、不完全固溶状態のまま熱延を行うこと
になり、熱延途中での析出サイズや析出分布が（温度履
歴の違い故に）長手方向でばらつく。
【００２７】すなわち、不純物のＳによって形成された
MnＳのインヒビターとしての強度が長手方向で大きく変
化してしまう。なお、長手方向の各部分でインヒビター
強度が変化しても、それに応じて後工程での焼鈍条件を
長手方向の各部分で適正化すれば、コイル全長にわたっ
て良好な磁気特性を得ることは可能であるが、焼鈍条件
を長手方向各部分に対して順次変化させながら適正化し
て操業することは、工業的に極めて難しい。
MnＳのインヒビターとしての強度が長手方向で大きく変
化してしまう。なお、長手方向の各部分でインヒビター
強度が変化しても、それに応じて後工程での焼鈍条件を
長手方向の各部分で適正化すれば、コイル全長にわたっ
て良好な磁気特性を得ることは可能であるが、焼鈍条件
を長手方向各部分に対して順次変化させながら適正化し
て操業することは、工業的に極めて難しい。
【００２８】そこで、発明者らは、MnＳのインヒビター
としての強度をコイル全長で均一化することによって長
手方向の抑制力変動を最小限にする方法を探索した。そ
の結果、粗圧延と仕上げ圧延の間の滞留中にMnＳをイン
ヒビターとして機能しないサイズまで十分粗大に析出さ
せて、コイル全長でのMnＳのインヒビター機能を失わせ
てしまう方法が効果的であることを見出した。具体的に
は、スラブ中のＳ含有量（Ｓ(%) ）に応じて、粗圧延終
了後、仕上げ圧延開始までの間に、1100℃以下の温度域
に 104・Ｓ(%) 秒以上の時間、鋼板を滞留させることが
極めて有効であることが究明されたのである。
としての強度をコイル全長で均一化することによって長
手方向の抑制力変動を最小限にする方法を探索した。そ
の結果、粗圧延と仕上げ圧延の間の滞留中にMnＳをイン
ヒビターとして機能しないサイズまで十分粗大に析出さ
せて、コイル全長でのMnＳのインヒビター機能を失わせ
てしまう方法が効果的であることを見出した。具体的に
は、スラブ中のＳ含有量（Ｓ(%) ）に応じて、粗圧延終
了後、仕上げ圧延開始までの間に、1100℃以下の温度域
に 104・Ｓ(%) 秒以上の時間、鋼板を滞留させることが
極めて有効であることが究明されたのである。
【００２９】図２に、1100℃以下での滞留時間と製品の
磁束密度Ｂ8 との関係を示す。この実験は、Ｃ：0.040
mass％, Si：3.25mass％, Mn：0.07mass％, Al：0.005m
ass ％, Sb：0.015 mass％, Ｂ：５mass ppm, Ｓ：25ma
ss ppmおよびＮ：30mass ppmを含有し、残部は実質的に
Feの組成になる鋼スラブを、連続鋳造で製造するに際
し、鋳込み速度の調整によって、柱状晶の伸長方向がス
ラブ表面に対して垂直方向から10°傾くように鋳込んだ
のち、1200℃に加熱し、ついで熱間圧延後、1000℃での
中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延によって0.22mmの最終板
厚に仕上げたのち、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布して
から、最終仕上げ焼鈍を施して得た製品板について行っ
たものである。なお、磁束密度は、製品コイルの長手方
向の先端部（ＬＥ部）、中央部（Ｍ部）および尾端部
（ＴＥ部）に相当する部分で評価した。
磁束密度Ｂ8 との関係を示す。この実験は、Ｃ：0.040
mass％, Si：3.25mass％, Mn：0.07mass％, Al：0.005m
ass ％, Sb：0.015 mass％, Ｂ：５mass ppm, Ｓ：25ma
ss ppmおよびＮ：30mass ppmを含有し、残部は実質的に
Feの組成になる鋼スラブを、連続鋳造で製造するに際
し、鋳込み速度の調整によって、柱状晶の伸長方向がス
ラブ表面に対して垂直方向から10°傾くように鋳込んだ
のち、1200℃に加熱し、ついで熱間圧延後、1000℃での
中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延によって0.22mmの最終板
厚に仕上げたのち、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布して
から、最終仕上げ焼鈍を施して得た製品板について行っ
たものである。なお、磁束密度は、製品コイルの長手方
向の先端部（ＬＥ部）、中央部（Ｍ部）および尾端部
（ＴＥ部）に相当する部分で評価した。
【００３０】同図に示したとおり、スラブ中の不純物Ｓ
量に応じ、粗圧延と仕上げ圧延との間において、1100℃
以下の温度域での鋼板の滞留時間を 104・Ｓ(%) 秒以上
に制御することによって、熱延板焼鈍あるいは中間焼鈍
を一定の条件で操業しても、コイル全長にわたって良好
な磁気特性を得ることができた。これに対し、上記のよ
うな制御がなされていないと、熱延板焼鈍あるいは中間
焼鈍を一定条件で実施した場合に、長手方向の磁気特性
の変動が避けられなかった。
量に応じ、粗圧延と仕上げ圧延との間において、1100℃
以下の温度域での鋼板の滞留時間を 104・Ｓ(%) 秒以上
に制御することによって、熱延板焼鈍あるいは中間焼鈍
を一定の条件で操業しても、コイル全長にわたって良好
な磁気特性を得ることができた。これに対し、上記のよ
うな制御がなされていないと、熱延板焼鈍あるいは中間
焼鈍を一定条件で実施した場合に、長手方向の磁気特性
の変動が避けられなかった。
【００３１】次に、本発明で対象とする電磁鋼板の成分
組成範囲について説明する。なお、各成分の含有比率は
「mass％」であるが、以下単に「％」で表示する。 Ｃ：0.0050〜0.10％ Ｃは、組織を改善し、二次再結晶を安定化させるために
必要な元素であり、そのためには0.0050％以上の含有を
必要とする。しかしながら、0.10％を超えると冷延時の
破断が増加するだけでなく、脱炭焼鈍における負荷が増
大して生産性の低下を招くので、Ｃ量は0.0050〜0.10％
の範囲に限定した。
組成範囲について説明する。なお、各成分の含有比率は
「mass％」であるが、以下単に「％」で表示する。 Ｃ：0.0050〜0.10％ Ｃは、組織を改善し、二次再結晶を安定化させるために
必要な元素であり、そのためには0.0050％以上の含有を
必要とする。しかしながら、0.10％を超えると冷延時の
破断が増加するだけでなく、脱炭焼鈍における負荷が増
大して生産性の低下を招くので、Ｃ量は0.0050〜0.10％
の範囲に限定した。
【００３２】Si：2.0 〜4.5 ％ Siは、電気抵抗を増加させ、鉄損を低減させるのに不可
欠の元素であるが、含有量が 2.0％に満たないとその添
加効果に乏しく、一方 4.5％を超えると加工性が劣化
し、製造や製品の加工が極めて困難になるので、Si量は
2.0〜4.5 ％の範囲に限定した。
欠の元素であるが、含有量が 2.0％に満たないとその添
加効果に乏しく、一方 4.5％を超えると加工性が劣化
し、製造や製品の加工が極めて困難になるので、Si量は
2.0〜4.5 ％の範囲に限定した。
【００３３】Mn：0.03〜2.5 ％ Mnも、Siと同様、電気抵抗を高め、また製造時の熱間加
工性を改善する有用元素であるが、含有量が0.03％に満
たないとその添加効果に乏しく、一方 2.5％を超える
と、γ変態を誘起して磁気特性が劣化するので、Mn量は
0.03〜2.5 ％の範囲に限定した。
工性を改善する有用元素であるが、含有量が0.03％に満
たないとその添加効果に乏しく、一方 2.5％を超える
と、γ変態を誘起して磁気特性が劣化するので、Mn量は
0.03〜2.5 ％の範囲に限定した。
【００３４】Ｓ：0.005 ％以下、Ｎ：0.007 ％以下 通常の方向性電磁鋼板では、ＮはAlＮ等の窒化物を、一
方ＳはMnＳ等の硫化物を形成し、それぞれインヒビター
として機能する。しかしながら、本発明では、スラブ加
熱温度を普通鋼並みに低くすることから、過剰なＳやＮ
の含有は、硫化物や窒化物の溶体化を困難にし、二次再
結晶が発現しなかったり、不均一な二次再結晶となる不
利が生じる。そこで、この点について、発明者らが検討
を行ったところ、Ｓ≦0.0050％、Ｎ≦0.007 ％であれ
ば、上記のような不利が生じないことが判明した。な
お、硫化物と同様にインヒビターとして使用されるSe化
合物も、溶体化には高温を必要とするため、スラブ加熱
温度の低温化には不向きである。従って、Seも、添加し
ないか、添加したとしても 0.005％未満に抑制する必要
がある。
方ＳはMnＳ等の硫化物を形成し、それぞれインヒビター
として機能する。しかしながら、本発明では、スラブ加
熱温度を普通鋼並みに低くすることから、過剰なＳやＮ
の含有は、硫化物や窒化物の溶体化を困難にし、二次再
結晶が発現しなかったり、不均一な二次再結晶となる不
利が生じる。そこで、この点について、発明者らが検討
を行ったところ、Ｓ≦0.0050％、Ｎ≦0.007 ％であれ
ば、上記のような不利が生じないことが判明した。な
お、硫化物と同様にインヒビターとして使用されるSe化
合物も、溶体化には高温を必要とするため、スラブ加熱
温度の低温化には不向きである。従って、Seも、添加し
ないか、添加したとしても 0.005％未満に抑制する必要
がある。
【００３５】インヒビター成分 この発明では、必要に応じて、Sb, Sn, Cr, CuおよびＰ
等の粒界偏析型のインヒビター成分を含有させることが
できる。これらの元素は、スラブ加熱温度を、普通鋼並
みに低くする製造条件下においても、インヒビターとし
て有効に機能する。かようなインヒビター機能を得るた
めには、これらの元素は 0.001％以上含有させる必要が
あるが、0.30％を超えると製品のベンド特性など機械特
性が劣化するので、これらの含有量はいずれも 0.001〜
0.30％程度とするのが好ましい。
等の粒界偏析型のインヒビター成分を含有させることが
できる。これらの元素は、スラブ加熱温度を、普通鋼並
みに低くする製造条件下においても、インヒビターとし
て有効に機能する。かようなインヒビター機能を得るた
めには、これらの元素は 0.001％以上含有させる必要が
あるが、0.30％を超えると製品のベンド特性など機械特
性が劣化するので、これらの含有量はいずれも 0.001〜
0.30％程度とするのが好ましい。
【００３６】なお、窒化物を形成するAl, Ｂ, Ｖ等は特
に積極的に添加する必要はないが、少量であればインヒ
ビター抑制力を補強する上で有効である。その際、添加
量は、スラブ加熱時に完全に固溶し得る量に限定する必
要があり、Alは 0.010％以下、Ｂは 0.003％以下、Ｖは
0.02％以下とすることが好ましい。
に積極的に添加する必要はないが、少量であればインヒ
ビター抑制力を補強する上で有効である。その際、添加
量は、スラブ加熱時に完全に固溶し得る量に限定する必
要があり、Alは 0.010％以下、Ｂは 0.003％以下、Ｖは
0.02％以下とすることが好ましい。
【００３７】次に、本発明に従う製造工程について説明
する。 連続鋳造工程 この連続鋳造工程においては、柱状晶の伸長方向が、ス
ラブ表面に対して垂直な方向から５°以上、15°以下に
なるように制御して鋳込みことが重要である。ここに、
柱状晶の伸長角度を５〜15°の範囲におさめるために
は、鋳込み速度などの鋳込み条件を調整することが有効
である。
する。 連続鋳造工程 この連続鋳造工程においては、柱状晶の伸長方向が、ス
ラブ表面に対して垂直な方向から５°以上、15°以下に
なるように制御して鋳込みことが重要である。ここに、
柱状晶の伸長角度を５〜15°の範囲におさめるために
は、鋳込み速度などの鋳込み条件を調整することが有効
である。
【００３８】熱間圧延工程 上記したように、柱状晶の伸長角度が調整されたスラブ
は、スラブ加熱後、常法に従い、粗圧延と仕上げ圧延と
からなる熱間圧延が施されて、熱延コイルとされる。こ
こに、スラブ加熱温度は、従来のように、インヒビター
成分を十分に固溶させる必要がないので、大幅に低温化
することができる。本発明では、エネルギーコスト低
減、地球環境保全の観点から、スラブ加熱温度は1300℃
以下に限定した。なお、近年、スラブ加熱を行わず、連
続鋳造後、直接熱間圧延を行う方法が実施されている
が、この直送圧延法も、本発明では好適に実施し得る。
は、スラブ加熱後、常法に従い、粗圧延と仕上げ圧延と
からなる熱間圧延が施されて、熱延コイルとされる。こ
こに、スラブ加熱温度は、従来のように、インヒビター
成分を十分に固溶させる必要がないので、大幅に低温化
することができる。本発明では、エネルギーコスト低
減、地球環境保全の観点から、スラブ加熱温度は1300℃
以下に限定した。なお、近年、スラブ加熱を行わず、連
続鋳造後、直接熱間圧延を行う方法が実施されている
が、この直送圧延法も、本発明では好適に実施し得る。
【００３９】また、この熱間圧延工程では、スラブ中の
Ｓ含有量（Ｓ(%) ）に応じて、粗圧延終了後、仕上げ圧
延開始までの間に、1100℃以下の温度域に 104・Ｓ(%)
秒以上の時間、鋼板を滞留させることが重要であり、か
かる滞留処理によって、コイル全長にわたって良好な磁
気特性を安定して得ることができる。
Ｓ含有量（Ｓ(%) ）に応じて、粗圧延終了後、仕上げ圧
延開始までの間に、1100℃以下の温度域に 104・Ｓ(%)
秒以上の時間、鋼板を滞留させることが重要であり、か
かる滞留処理によって、コイル全長にわたって良好な磁
気特性を安定して得ることができる。
【００４０】熱延板焼鈍工程、冷間圧延工程、中間焼鈍
工程 冷間圧延は、タンデム圧延機またはゼンジミア圧延機で
行う。冷間圧延に際しては、一回の冷間圧延で最終板厚
まで圧延してもいいし、途中に中間焼鈍を挟んで２回以
上に分けて圧延しても良い。一回の冷間圧延で最終板厚
まで圧延する場合には、冷間圧延を行う前に組織均一化
のための熱延板焼鈍を施す。一方、中間焼鈍を挟んで２
回以上に分けて冷延する場合にも、必要に応じて熱延板
焼鈍を施すが、必須ではなく省略することもできる。な
お、圧延温度を常温よりも高くし、圧延中の動的歪時効
やパス間の静的歪時効を利用して集合組織を制御する方
法が知られているが、この方法も、本発明において好適
に使用できる。
工程 冷間圧延は、タンデム圧延機またはゼンジミア圧延機で
行う。冷間圧延に際しては、一回の冷間圧延で最終板厚
まで圧延してもいいし、途中に中間焼鈍を挟んで２回以
上に分けて圧延しても良い。一回の冷間圧延で最終板厚
まで圧延する場合には、冷間圧延を行う前に組織均一化
のための熱延板焼鈍を施す。一方、中間焼鈍を挟んで２
回以上に分けて冷延する場合にも、必要に応じて熱延板
焼鈍を施すが、必須ではなく省略することもできる。な
お、圧延温度を常温よりも高くし、圧延中の動的歪時効
やパス間の静的歪時効を利用して集合組織を制御する方
法が知られているが、この方法も、本発明において好適
に使用できる。
【００４１】脱炭焼鈍工程、最終仕上げ焼鈍工程、コー
ティング工程 冷間圧延後は、常法に従って、脱炭焼鈍を施したのち、
焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施す。最
終仕上げ焼鈍後は、必要に応じて絶縁コーティングを塗
布焼き付け、さらに平坦化焼鈍を施して製品とする。
ティング工程 冷間圧延後は、常法に従って、脱炭焼鈍を施したのち、
焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施す。最
終仕上げ焼鈍後は、必要に応じて絶縁コーティングを塗
布焼き付け、さらに平坦化焼鈍を施して製品とする。
【００４２】
【実施例】実施例１ 表１中、Ａの成分組成になる鋼スラブ８本（ａ〜ｈ）を
連続鋳造した。その際、鋳込み速度を変化させることに
より、柱状晶の伸長方向を、表面垂直方向からそれぞ
れ、ａ，ｅ：２°、ｂ，ｆ：７°、ｃ，ｇ：13°、ｄ，
ｈ：20°の角度に制御した。これらのスラブを、1200℃
に加熱後、熱間圧延により 2.5mm厚の熱延コイルとし
た。この熱間圧延の際、粗圧延終了時点におけるコイル
先端部の温度を1060℃、粗圧延と仕上げ圧延との間の滞
留時間を50秒とした。ついで、ａ〜ｄの熱延コイルにつ
いては、1000℃, 30秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、
0.29mm厚までタンデム圧延機により一回で冷間圧延し
た。また、ｅ〜ｈの熱延コイルに対しては、酸洗後、タ
ンデム圧延機により第１回目の冷間圧延を施して板厚を
1.7mm としたのち、1000℃, 60秒間の中間焼鈍を施し、
ついで再び酸洗してから、タンデム圧延機を用いた第２
回目の冷間圧延によって0.29mmの最終板厚に仕上げた。
連続鋳造した。その際、鋳込み速度を変化させることに
より、柱状晶の伸長方向を、表面垂直方向からそれぞ
れ、ａ，ｅ：２°、ｂ，ｆ：７°、ｃ，ｇ：13°、ｄ，
ｈ：20°の角度に制御した。これらのスラブを、1200℃
に加熱後、熱間圧延により 2.5mm厚の熱延コイルとし
た。この熱間圧延の際、粗圧延終了時点におけるコイル
先端部の温度を1060℃、粗圧延と仕上げ圧延との間の滞
留時間を50秒とした。ついで、ａ〜ｄの熱延コイルにつ
いては、1000℃, 30秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、
0.29mm厚までタンデム圧延機により一回で冷間圧延し
た。また、ｅ〜ｈの熱延コイルに対しては、酸洗後、タ
ンデム圧延機により第１回目の冷間圧延を施して板厚を
1.7mm としたのち、1000℃, 60秒間の中間焼鈍を施し、
ついで再び酸洗してから、タンデム圧延機を用いた第２
回目の冷間圧延によって0.29mmの最終板厚に仕上げた。
【００４３】ついで、得られたａ〜ｈの冷延コイルに対
し、脱脂処理を行ったのち、840 ℃で 120秒間の脱炭を
兼ねた一次再結晶焼鈍を施し、ついで焼鈍分離剤を塗布
してから、1175℃，10時間の最終仕上げ焼鈍を施した。
最終仕上げ焼鈍後、未反応の分離剤を除去してから、コ
ロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分
とする絶縁コーティングを塗布し、800 ℃で焼き付けて
製品とした。
し、脱脂処理を行ったのち、840 ℃で 120秒間の脱炭を
兼ねた一次再結晶焼鈍を施し、ついで焼鈍分離剤を塗布
してから、1175℃，10時間の最終仕上げ焼鈍を施した。
最終仕上げ焼鈍後、未反応の分離剤を除去してから、コ
ロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分
とする絶縁コーティングを塗布し、800 ℃で焼き付けて
製品とした。
【００４４】かくして得られた製品コイルに対し、熱延
コイルの長手方向先端部（ＬＥ部）、中央部（Ｍ部）お
よび尾端部（ＴＥ部）に相当する部分から、圧延方向に
沿ってエプスタインサイズの試験片を切り出し、鉄損Ｗ
17/50 および磁束密度Ｂ8 を測定した。得られた結果を
表２に示す。
コイルの長手方向先端部（ＬＥ部）、中央部（Ｍ部）お
よび尾端部（ＴＥ部）に相当する部分から、圧延方向に
沿ってエプスタインサイズの試験片を切り出し、鉄損Ｗ
17/50 および磁束密度Ｂ8 を測定した。得られた結果を
表２に示す。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】表２に示したとおり、スラブの柱状晶の伸
長角度を本発明の適正範囲内に制御することによって、
磁気特性が良好な方向性電磁鋼板が得られている。
長角度を本発明の適正範囲内に制御することによって、
磁気特性が良好な方向性電磁鋼板が得られている。
【００４８】実施例２ 表１中、Ｂ〜Ｄに示す成分組成になる鋼スラブ各６本を
連続鋳造した。その際、鋳込み速度を 0.9 m/minとする
ことにより、柱状晶の伸長方向を、表面垂直方向から10
°の角度に制御した。これらのスラブを、1150℃に加熱
後、熱間圧延により 2.3mm厚の熱延コイルとした。この
熱間圧延の際、粗圧延終了時点におけるコイル先端部の
温度を1040℃し、また粗圧延と仕上げ圧延との間の滞留
時間を、10秒、20秒、30秒、40秒、60秒、80秒の６条件
で変化させた。ついで、それぞれの熱延コイルに対し
て、950 ℃, 30秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、0.34
mmの厚みまでタンデム圧延機により一回で冷間圧延し
た。
連続鋳造した。その際、鋳込み速度を 0.9 m/minとする
ことにより、柱状晶の伸長方向を、表面垂直方向から10
°の角度に制御した。これらのスラブを、1150℃に加熱
後、熱間圧延により 2.3mm厚の熱延コイルとした。この
熱間圧延の際、粗圧延終了時点におけるコイル先端部の
温度を1040℃し、また粗圧延と仕上げ圧延との間の滞留
時間を、10秒、20秒、30秒、40秒、60秒、80秒の６条件
で変化させた。ついで、それぞれの熱延コイルに対し
て、950 ℃, 30秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、0.34
mmの厚みまでタンデム圧延機により一回で冷間圧延し
た。
【００４９】その後、脱脂処理を行ったのち、 840℃,
120秒間の脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施し、つい
で一次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、1175
℃，10時間の最終仕上げ焼鈍を施した。最終仕上げ焼鈍
後、未反応の分離剤を除去してから、コロイダルシリカ
を含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コー
ティングを塗布し、800 ℃で焼き付けて製品とした。か
くして得られた製品コイルに対し、熱延コイルの長手方
向先端部（ＬＥ部）、中央部（Ｍ部）および尾端部（Ｔ
Ｅ部）に相当する部分から、圧延方向に沿ってエプスタ
インサイズの試験片を切り出し、鉄損Ｗ17/50 および磁
束密度Ｂ8 を測定した。得られた結果を表３に示す。
120秒間の脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施し、つい
で一次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、1175
℃，10時間の最終仕上げ焼鈍を施した。最終仕上げ焼鈍
後、未反応の分離剤を除去してから、コロイダルシリカ
を含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コー
ティングを塗布し、800 ℃で焼き付けて製品とした。か
くして得られた製品コイルに対し、熱延コイルの長手方
向先端部（ＬＥ部）、中央部（Ｍ部）および尾端部（Ｔ
Ｅ部）に相当する部分から、圧延方向に沿ってエプスタ
インサイズの試験片を切り出し、鉄損Ｗ17/50 および磁
束密度Ｂ8 を測定した。得られた結果を表３に示す。
【００５０】
【表３】
【００５１】同表に示したとおり、スラブ中のＳ含有量
に応じ、1100℃以下の温度域での滞留時間を本発明の適
正範囲内に制御することにより、コイル長手方向各部位
で良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を得ることが
できた。
に応じ、1100℃以下の温度域での滞留時間を本発明の適
正範囲内に制御することにより、コイル長手方向各部位
で良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を得ることが
できた。
【００５２】実施例３ 表１中、Ｅ〜Ｇに示す成分組成になる鋼スラブ各６本を
連続鋳造した。その際、鋳込み温度を 0.9 m/minとする
ことにより、柱状晶の伸長方向を、表面垂直方向から10
°の角度に制御した。これらのスラブを、1280℃に加熱
後、熱間圧延により 2.7mm厚の熱延コイルとした。この
熱間圧延の際、粗圧延終了時点におけるコイル先端部の
温度を1110℃で、また粗圧延と仕上げ圧延との間の滞留
時間を、18秒、28秒、38秒、48秒、68秒、88秒の６条件
に変化させた。なお、先端部の温度が1110℃から1100℃
に降下するのに８秒を要した。従って、1100℃以下の温
度域での滞留時間は10秒、20秒、30秒、40秒、60秒、80
秒の６条件である。
連続鋳造した。その際、鋳込み温度を 0.9 m/minとする
ことにより、柱状晶の伸長方向を、表面垂直方向から10
°の角度に制御した。これらのスラブを、1280℃に加熱
後、熱間圧延により 2.7mm厚の熱延コイルとした。この
熱間圧延の際、粗圧延終了時点におけるコイル先端部の
温度を1110℃で、また粗圧延と仕上げ圧延との間の滞留
時間を、18秒、28秒、38秒、48秒、68秒、88秒の６条件
に変化させた。なお、先端部の温度が1110℃から1100℃
に降下するのに８秒を要した。従って、1100℃以下の温
度域での滞留時間は10秒、20秒、30秒、40秒、60秒、80
秒の６条件である。
【００５３】ついで、それぞれの熱延コイルを、酸洗
後、タンデム圧延機による第１回目の冷間圧延により、
板厚を1.5mm としたのち、1000℃, 60秒間の中間焼鈍を
施し、ついで再び酸洗してから、ゼンジミア圧延機を用
いた第２回目の冷間圧延によって0.22mmの最終板厚に仕
上げた。ついで、一次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布
してから、1175℃，10時間の最終仕上げ焼鈍を施した。
最終仕上げ焼鈍後、未反応の分離剤を除去してから、コ
ロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分
とする絶縁コーティングを塗布し、800 ℃で焼き付け製
品とした。かくして得られた製品コイルに対し、熱延コ
イルの長手方向先端部（ＬＥ部）、中央部（Ｍ部）およ
び尾端部（ＴＥ部）に相当する部分から、圧延方向に沿
ってエプスタインサイズの試験片を切り出し、鉄損Ｗ
17/50 および磁束密度Ｂ8 を測定した。得られた結果を
表４に示す。
後、タンデム圧延機による第１回目の冷間圧延により、
板厚を1.5mm としたのち、1000℃, 60秒間の中間焼鈍を
施し、ついで再び酸洗してから、ゼンジミア圧延機を用
いた第２回目の冷間圧延によって0.22mmの最終板厚に仕
上げた。ついで、一次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布
してから、1175℃，10時間の最終仕上げ焼鈍を施した。
最終仕上げ焼鈍後、未反応の分離剤を除去してから、コ
ロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分
とする絶縁コーティングを塗布し、800 ℃で焼き付け製
品とした。かくして得られた製品コイルに対し、熱延コ
イルの長手方向先端部（ＬＥ部）、中央部（Ｍ部）およ
び尾端部（ＴＥ部）に相当する部分から、圧延方向に沿
ってエプスタインサイズの試験片を切り出し、鉄損Ｗ
17/50 および磁束密度Ｂ8 を測定した。得られた結果を
表４に示す。
【００５４】
【表４】
【００５５】同表に示したとおり、スラブ中のＳ含有量
に応じ、熱延条件とくに1100℃以下の温度域での滞留時
間を本発明の適正範囲内に制御することにより、コイル
長手方向各部位で磁気特性が良好な方向性電磁鋼板を得
ることができた。
に応じ、熱延条件とくに1100℃以下の温度域での滞留時
間を本発明の適正範囲内に制御することにより、コイル
長手方向各部位で磁気特性が良好な方向性電磁鋼板を得
ることができた。
【００５６】
【発明の効果】かくして、本発明によれば、コスト削減
が要求される汎用の方向性電磁鋼板の製造に際し、スラ
ブ加熱温度を普通鋼並みに低減することができ、しかも
磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板を安定して得ること
ができる。
が要求される汎用の方向性電磁鋼板の製造に際し、スラ
ブ加熱温度を普通鋼並みに低減することができ、しかも
磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板を安定して得ること
ができる。
【図１】 スラブの柱状晶伸長角度と製品の磁束密度と
の関係を示したグラフである。
の関係を示したグラフである。
【図２】 粗圧延と仕上げ圧延との間における、1100℃
以下の温度域での滞留時間と製品の磁束密度Ｂ8 との関
係を示したグラフである。
以下の温度域での滞留時間と製品の磁束密度Ｂ8 との関
係を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 本田 厚人 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA02 CA09 DA02 EA02 FA01 FA02 HA01 HA03
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ：0.0050〜0.10mass％、 Si：2.0 〜4.5 mass％および Mn：0.03〜2.5 mass％ を含み、かつインヒビター成分を含みまたは含まず、さ
らにＳ，Ｎの含有量をそれぞれ Ｓ：0.005 mass％以下、 Ｎ：0.007 mass％以下 に抑制した組成になる鋼スラブを、1300℃以下の温度に
加熱後、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、
ついで熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延で最終
板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布し
てから最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程からなる一方向
性電磁鋼板の製造方法において、スラブの柱状晶の伸長
方向が、スラブ表面に対して垂直な方向から５°以上、
15°以下の範囲におさまるように制御して鋳込み、かつ
スラブ中のＳ含有量（Ｓ(%) ）に応じて、粗圧延終了
後、仕上げ圧延開始までの間に、1100℃以下の温度域に
104・Ｓ(%) 秒以上の時間、鋼板を滞留させることを特
徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ：0.0050〜0.10mass％、 Si：2.0 〜4.5 mass％および Mn：0.03〜2.5 mass％ を含み、かつインヒビター成分を含みまたは含まず、さ
らにＳ，Ｎの含有量をそれぞれ Ｓ：0.005 mass％以下、 Ｎ：0.007 mass％以下 に抑制した組成になる鋼スラブを、1300℃以下の温度に
加熱後、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、
ついで必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍
を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚に仕上げ、ついで
脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍
を施す一連の工程からなる一方向性電磁鋼板の製造方法
において、 スラブ中の柱状晶の伸長方向が、スラブ表面に対して垂
直な方向から５°以上、15°以下の範囲におさまるよう
に制御して鋳込み、かつスラブのＳ含有量（Ｓ(%) ）に
応じて、粗圧延終了後、仕上げ圧延開始までの間に、11
00℃以下の温度域に 104・Ｓ(%) 秒以上の時間、鋼板を
滞留させることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000165649A JP2001342521A (ja) | 2000-06-02 | 2000-06-02 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000165649A JP2001342521A (ja) | 2000-06-02 | 2000-06-02 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001342521A true JP2001342521A (ja) | 2001-12-14 |
Family
ID=18669094
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000165649A Withdrawn JP2001342521A (ja) | 2000-06-02 | 2000-06-02 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001342521A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004169179A (ja) * | 2002-10-29 | 2004-06-17 | Jfe Steel Kk | ベンド特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
2000
- 2000-06-02 JP JP2000165649A patent/JP2001342521A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004169179A (ja) * | 2002-10-29 | 2004-06-17 | Jfe Steel Kk | ベンド特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A761 | Written withdrawal of application |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A761 Effective date: 20060417 |