JP2599867B2 - 低鉄損方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
低鉄損方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
- C21D8/1233—Cold rolling
-
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、変圧器その他の電気
機器の鉄心などの用途に好適な、特に鉄損の低い方向性
けい素鋼板の製造方法に関する。
機器の鉄心などの用途に好適な、特に鉄損の低い方向性
けい素鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】方向性けい素鋼の鉄損を低減する方法と
しては、Si含有量を高める、２次再結晶粒を微細化
する、２次再結晶粒の方位を＜１００＞に揃える、
不純物含有量を低減するなどの方法が挙げられる。これ
らのうちSi含有量を高める方法は冷間圧延性が著しく損
なわれることから、工業的な生産には不向きである。
しては、Si含有量を高める、２次再結晶粒を微細化
する、２次再結晶粒の方位を＜１００＞に揃える、
不純物含有量を低減するなどの方法が挙げられる。これ
らのうちSi含有量を高める方法は冷間圧延性が著しく損
なわれることから、工業的な生産には不向きである。
【０００３】また２次再結晶粒を微細化する方法につい
ては様々な方法が提案されているが、中でも冷間圧延を
工夫することにより低鉄損を達成する手法については多
くの技術が開示されている。まず冷間圧延時に導入され
た転位に、その後の熱処理によりＣ及びＮを固着する時
効効果を利用する技術がある。代表的なものとしては、
特公昭50−26493 号公報に開示されている、圧延時の温
度を50〜350 ℃とする方法、特公昭54−13846 号及び同
56−3892号公報に開示されている、冷間圧延パス間で50
〜350 ℃の温度範囲での熱効果を与える方法、特開昭62
−202024号公報に開示されている、熱延板焼鈍時の急速
冷却とパス間における50〜500 ℃の温度域での保持を組
合わせた方法、などがある。しかしこれらの方法では、
時効による硬化のために冷間圧延が困難になること、熱
処理を行う工程が増加するために著しく生産性を阻害す
ること、また圧延後の鋼板の表面粗さが著しく劣化し磁
気特性の向上が不十分になること、など工業的には極め
て多くの問題を残している。
ては様々な方法が提案されているが、中でも冷間圧延を
工夫することにより低鉄損を達成する手法については多
くの技術が開示されている。まず冷間圧延時に導入され
た転位に、その後の熱処理によりＣ及びＮを固着する時
効効果を利用する技術がある。代表的なものとしては、
特公昭50−26493 号公報に開示されている、圧延時の温
度を50〜350 ℃とする方法、特公昭54−13846 号及び同
56−3892号公報に開示されている、冷間圧延パス間で50
〜350 ℃の温度範囲での熱効果を与える方法、特開昭62
−202024号公報に開示されている、熱延板焼鈍時の急速
冷却とパス間における50〜500 ℃の温度域での保持を組
合わせた方法、などがある。しかしこれらの方法では、
時効による硬化のために冷間圧延が困難になること、熱
処理を行う工程が増加するために著しく生産性を阻害す
ること、また圧延後の鋼板の表面粗さが著しく劣化し磁
気特性の向上が不十分になること、など工業的には極め
て多くの問題を残している。
【０００４】さらに冷間圧延における変形応力を局部的
に変化させて、１次再結晶集合組織の改善をはかること
について、特開昭54−71028 号及び特公昭58−55211 号
各公報には溝付きロールにて圧延する方法が、また特公
昭58−33296 号公報にはロール面粗さが0.20〜２μｍで
あるダルロールを用いて冷間圧延を行う方法が、それぞ
れ開示されている。これらの方法は、ロールの寿命が非
常に短いため生産性を阻害すること、及び鋼板の表面粗
さの劣化が著しいため最終パスを平滑ロールによる圧延
としても板面粗さの劣化を引き起こしやすく磁気特性の
向上はやはり不十分であること、などの問題が未解決で
ある。
に変化させて、１次再結晶集合組織の改善をはかること
について、特開昭54−71028 号及び特公昭58−55211 号
各公報には溝付きロールにて圧延する方法が、また特公
昭58−33296 号公報にはロール面粗さが0.20〜２μｍで
あるダルロールを用いて冷間圧延を行う方法が、それぞ
れ開示されている。これらの方法は、ロールの寿命が非
常に短いため生産性を阻害すること、及び鋼板の表面粗
さの劣化が著しいため最終パスを平滑ロールによる圧延
としても板面粗さの劣化を引き起こしやすく磁気特性の
向上はやはり不十分であること、などの問題が未解決で
ある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】そこでこの発明は、工
業的に有利な手法にて方向性けい素鋼板の低鉄損化を達
成し得る方法について、提案することを目的とする。
業的に有利な手法にて方向性けい素鋼板の低鉄損化を達
成し得る方法について、提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】発明者らは方向性けい素
鋼の冷間圧延について詳細な検討を加えたところ、圧延
時の鋼板表面に極めて薄い酸化物を存在させることによ
り、非常に良好な鉄損が得られることを新規に見出し、
この発明を完成するに到った。すなわち、この発明は、
Si：2.0 〜4.0 wt％（以下単に％と示す）を含み、さら
にＳ及びSeの少なくともいずれか１種をインヒビター形
成成分として含有するけい素鋼スラブを熱間圧延後、１
回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施して最
終板厚とし、次いで脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面にMg
O を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶
焼鈍及び純化焼鈍を施す一連の工程にて方向性けい素鋼
板を製造するに当たり、上記冷間圧延は、その初期段階
にて鋼板表面に厚さ0.05〜５μm の酸化物層を生成させ
て行うことを特徴とする、低鉄損方向性けい素鋼板の製
造方法である。ここで、冷間圧延の初期段階にて鋼板表
面に酸化物層を生成させるには、冷間圧延機の入側のみ
に圧延油を供給して行うことが、有利である。
鋼の冷間圧延について詳細な検討を加えたところ、圧延
時の鋼板表面に極めて薄い酸化物を存在させることによ
り、非常に良好な鉄損が得られることを新規に見出し、
この発明を完成するに到った。すなわち、この発明は、
Si：2.0 〜4.0 wt％（以下単に％と示す）を含み、さら
にＳ及びSeの少なくともいずれか１種をインヒビター形
成成分として含有するけい素鋼スラブを熱間圧延後、１
回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施して最
終板厚とし、次いで脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面にMg
O を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶
焼鈍及び純化焼鈍を施す一連の工程にて方向性けい素鋼
板を製造するに当たり、上記冷間圧延は、その初期段階
にて鋼板表面に厚さ0.05〜５μm の酸化物層を生成させ
て行うことを特徴とする、低鉄損方向性けい素鋼板の製
造方法である。ここで、冷間圧延の初期段階にて鋼板表
面に酸化物層を生成させるには、冷間圧延機の入側のみ
に圧延油を供給して行うことが、有利である。
【０００７】また、この発明は、Si：2.0 〜4.0 wt％を
含み、さらにＳ及びSeの少なくともいずれか１種をイン
ヒビター形成成分として含有するけい素鋼スラブを熱間
圧延後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延
を施して最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍を施した後、鋼
板表面にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから
二次再結晶焼鈍及び純化焼鈍を施す一連の工程にて方向
性けい素鋼板を製造するに当たり、上記熱間圧延後また
は中間焼鈍後の鋼板表面に生成した酸化物層の表層を除
去して、鋼板表面に厚さ0.05〜５μm の酸化物層を残存
させ、引き続き冷間圧延を施すことを特徴とする、低鉄
損方向性けい素鋼板の製造方法である。
含み、さらにＳ及びSeの少なくともいずれか１種をイン
ヒビター形成成分として含有するけい素鋼スラブを熱間
圧延後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延
を施して最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍を施した後、鋼
板表面にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから
二次再結晶焼鈍及び純化焼鈍を施す一連の工程にて方向
性けい素鋼板を製造するに当たり、上記熱間圧延後また
は中間焼鈍後の鋼板表面に生成した酸化物層の表層を除
去して、鋼板表面に厚さ0.05〜５μm の酸化物層を残存
させ、引き続き冷間圧延を施すことを特徴とする、低鉄
損方向性けい素鋼板の製造方法である。
【０００８】なお、いずれの発明においても、冷間圧延
は、100 ℃〜350 ℃の温度域で行うこと、最終冷延前の
焼鈍における500 〜100 ℃の温度域での冷却速度を20℃
／ｓ以上とすること、が実施に当たり有利に適合する。
は、100 ℃〜350 ℃の温度域で行うこと、最終冷延前の
焼鈍における500 〜100 ℃の温度域での冷却速度を20℃
／ｓ以上とすること、が実施に当たり有利に適合する。
【０００９】以下この発明を詳細に説明する。まずこの
発明で対象とする素材は、Si：2.0 〜4.0 ％を含み、さ
らにＳ及びSeの少なくともいずれか１種をインヒビター
形成成分として含有するけい素鋼スラブであり、ここで
けい素鋼スラブの好適成分組成は、上記Siのほか、Ｃ：
0.02〜0.10％、Mn：0.02〜0.20％、そしてＳ及びSeの少
なくともいずれか１種を単独又は合計で0.010 〜0.040
％は含み、その他必要に応じAl：0.010 〜0.065 ％、
Ｎ：0.0010〜0.0150 ％、Sb：0.01〜0.20％、Cu：0.02
〜0.20％、Mo：0.01〜0.05％、Sn：0.02〜0.20％、Ge：
0.01〜0.30％、Ni：0.02〜0.20％を含むことができる。
以下に各化学成分の好適含有量について説明する。
発明で対象とする素材は、Si：2.0 〜4.0 ％を含み、さ
らにＳ及びSeの少なくともいずれか１種をインヒビター
形成成分として含有するけい素鋼スラブであり、ここで
けい素鋼スラブの好適成分組成は、上記Siのほか、Ｃ：
0.02〜0.10％、Mn：0.02〜0.20％、そしてＳ及びSeの少
なくともいずれか１種を単独又は合計で0.010 〜0.040
％は含み、その他必要に応じAl：0.010 〜0.065 ％、
Ｎ：0.0010〜0.0150 ％、Sb：0.01〜0.20％、Cu：0.02
〜0.20％、Mo：0.01〜0.05％、Sn：0.02〜0.20％、Ge：
0.01〜0.30％、Ni：0.02〜0.20％を含むことができる。
以下に各化学成分の好適含有量について説明する。
【００１０】Si：2.0 〜4.0 ％ Siは製品の電気抵抗を高め渦電流損を低減させる上で必
要な成分であり、2.0％未満であると最終仕上焼鈍中に
α−γ変態によって結晶方位が損なわれ、4.0％を越え
ると冷延性に問題があるため、2.0 〜4.0 ％とする。
要な成分であり、2.0％未満であると最終仕上焼鈍中に
α−γ変態によって結晶方位が損なわれ、4.0％を越え
ると冷延性に問題があるため、2.0 〜4.0 ％とする。
【００１１】Ｃ：0.02〜0.10％ Ｃは0.02％未満であると良好な１次再結晶組織が得られ
ず、一方0.10％を越えると脱炭不良となり磁気特性が悪
化するので0.02〜0.10％とする。
ず、一方0.10％を越えると脱炭不良となり磁気特性が悪
化するので0.02〜0.10％とする。
【００１２】Mn：0.02％〜0.20％ MnはMnS あるいはMnSeとなってインヒビターとして機能
するもので、0.02％未満ではインヒビター機能が不十分
となり、一方0.20％を越えるとスラブ加熱温度が高くな
りすぎて実用的でないので、0.02〜0.20％とした。
するもので、0.02％未満ではインヒビター機能が不十分
となり、一方0.20％を越えるとスラブ加熱温度が高くな
りすぎて実用的でないので、0.02〜0.20％とした。
【００１３】Ｓ又は／及びSe：0.010 〜0.040 ％ Se及びＳはインヒビターを形成する成分で、Ｓ及びSeの
いずれか一方あるいは合計の含有量が0.010 ％未満であ
るとインヒビター機能が不十分となり、一方同様に0.04
0 ％を越えるとスラブ加熱温度が高すぎて実用的でない
ので、0.010 ％〜0.040 ％とする。
いずれか一方あるいは合計の含有量が0.010 ％未満であ
るとインヒビター機能が不十分となり、一方同様に0.04
0 ％を越えるとスラブ加熱温度が高すぎて実用的でない
ので、0.010 ％〜0.040 ％とする。
【００１４】Al：0.010 〜0.065 ％, Ｎ：0.0010〜0.01
50％ その他インヒビター構成成分として公知であるAlN を利
用することができる。この場合良好な鉄損を得るために
はAl：0.010 ％及びＮ：0.0010％は必要であるが、Al：
0.065 ％及びＮ：0.0150％を越えるとAlN の粗大化を招
き抑制力を失うため、上記の範囲とする。
50％ その他インヒビター構成成分として公知であるAlN を利
用することができる。この場合良好な鉄損を得るために
はAl：0.010 ％及びＮ：0.0010％は必要であるが、Al：
0.065 ％及びＮ：0.0150％を越えるとAlN の粗大化を招
き抑制力を失うため、上記の範囲とする。
【００１５】Sb：0.01〜0.20％, Cu：0.01〜0.20％ Sb, Cuは磁束密度を向上させるために添加させてもよ
い。Sbは0.20％を越えると脱炭性が悪くなり、0.01％未
満では効果がないので0.01〜0.20％が好ましい。Cuは0.
20％を越えると酸洗性が悪化し0.01％未満では効果がな
いので0.01〜0.20％が好ましい。
い。Sbは0.20％を越えると脱炭性が悪くなり、0.01％未
満では効果がないので0.01〜0.20％が好ましい。Cuは0.
20％を越えると酸洗性が悪化し0.01％未満では効果がな
いので0.01〜0.20％が好ましい。
【００１６】Mo：0.01〜0.05％ 表面性状を改善するためにMoを添加できる。0.05％を越
えると脱炭性が悪くなり、0.01％未満であると効果がな
いので0.01〜0.05％が好ましい。
えると脱炭性が悪くなり、0.01％未満であると効果がな
いので0.01〜0.05％が好ましい。
【００１７】Sn：0.01〜0.30％, Ge：0.01〜0.30％, N
i：0.01〜0.20％, Ｐ：0.01〜0.30％, Ｖ：0.01〜0.30
％ 鉄損を向上させるために、さらにSn, Ge, Ni, Ｐ, Ｖを
添加することができる。Snは0.30％を越えると脆化し、
0.01％未満では効果がないので0.01〜0.30％が好まし
い。Geは0.30％を越えると良好な１次再結晶組織が得ら
れず、0.01％未満では効果がないので0.01〜0.30％が好
ましい。Niは0.20％を越えると熱間強度が低下し、0.01
％未満では効果がないので0.01〜0.20％が好ましい。Ｐ
は0.30％をこえると熱間強度が低下し、0.01％未満では
効果が少ないので0.01〜0.30％が好ましい。Ｖは0.30％
をこえると脱炭性が悪化し、0.01％未満では効果が少な
いので0.01〜0.30％が好ましい。
i：0.01〜0.20％, Ｐ：0.01〜0.30％, Ｖ：0.01〜0.30
％ 鉄損を向上させるために、さらにSn, Ge, Ni, Ｐ, Ｖを
添加することができる。Snは0.30％を越えると脆化し、
0.01％未満では効果がないので0.01〜0.30％が好まし
い。Geは0.30％を越えると良好な１次再結晶組織が得ら
れず、0.01％未満では効果がないので0.01〜0.30％が好
ましい。Niは0.20％を越えると熱間強度が低下し、0.01
％未満では効果がないので0.01〜0.20％が好ましい。Ｐ
は0.30％をこえると熱間強度が低下し、0.01％未満では
効果が少ないので0.01〜0.30％が好ましい。Ｖは0.30％
をこえると脱炭性が悪化し、0.01％未満では効果が少な
いので0.01〜0.30％が好ましい。
【００１８】また上記の好適成分組成になるけい素鋼ス
ラブは、従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を、
連続鋳造法或は造塊法に従う、必要に応じて分塊圧延を
挟んだ鋳造工程にて得ることができる。引続いてこのス
ラブに熱間圧延を施し、必要に応じて熱延板焼鈍を行っ
た後、１回ないしは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延
により最終板厚の冷延板を得る。
ラブは、従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を、
連続鋳造法或は造塊法に従う、必要に応じて分塊圧延を
挟んだ鋳造工程にて得ることができる。引続いてこのス
ラブに熱間圧延を施し、必要に応じて熱延板焼鈍を行っ
た後、１回ないしは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延
により最終板厚の冷延板を得る。
【００１９】ここで冷間圧延においては、鋼板表面に所
定の酸化物層が存在することが肝要である。酸化物層
は、極めて薄く、また緻密であることが好ましく、具体
的には次の手法によって得ることができる。熱間圧延後
または中間焼鈍後の鋼板表面には、酸化物が生成してい
るが、この酸化物の変形能は鋼板自体の変形能に比べて
極めて小さいため、圧延の開始直後に酸化物が剥離する
傾向にある。従って、所定の酸化物を冷間圧延の初期段
階で新たに生成させることが肝要である。例えば、冷間
圧延の各パスの入側及び／又は出側にバーナーを設置し
て鋼板をあぶる方法が生産性の点で有利であり、また各
パスごとにコイルを加熱して表面に酸化物を生成する方
法も可能であるが、中でも、冷間圧延時に適用する冷却
油を各パスの入側のみで用いて出側では用いない方法が
有効である。すなわち、通常圧延時に用いる冷却油は、
圧延機の入側及び出側の両方で使用するが、入側のみで
冷却油を使用すると、圧延後の板温の低下を防止するこ
とが可能である。すると板温が上昇する結果、圧延油が
鋼板表面で焼付けを起こし表面に薄い酸化物が生成す
る。
定の酸化物層が存在することが肝要である。酸化物層
は、極めて薄く、また緻密であることが好ましく、具体
的には次の手法によって得ることができる。熱間圧延後
または中間焼鈍後の鋼板表面には、酸化物が生成してい
るが、この酸化物の変形能は鋼板自体の変形能に比べて
極めて小さいため、圧延の開始直後に酸化物が剥離する
傾向にある。従って、所定の酸化物を冷間圧延の初期段
階で新たに生成させることが肝要である。例えば、冷間
圧延の各パスの入側及び／又は出側にバーナーを設置し
て鋼板をあぶる方法が生産性の点で有利であり、また各
パスごとにコイルを加熱して表面に酸化物を生成する方
法も可能であるが、中でも、冷間圧延時に適用する冷却
油を各パスの入側のみで用いて出側では用いない方法が
有効である。すなわち、通常圧延時に用いる冷却油は、
圧延機の入側及び出側の両方で使用するが、入側のみで
冷却油を使用すると、圧延後の板温の低下を防止するこ
とが可能である。すると板温が上昇する結果、圧延油が
鋼板表面で焼付けを起こし表面に薄い酸化物が生成す
る。
【００２０】また、熱間圧延後または中間焼鈍後の鋼板
表面の酸化物を、その表層の外部酸化層のみを除去し
て、Si02を主体とする内部酸化層を残存させることも有
効な手法である。外部酸化層のみの除去には、酸洗条件
を制御する、表層を機械的に研削する、そして表層を高
速度の水流や物質流の衝撃で剥離する、等の方法が適合
する。
表面の酸化物を、その表層の外部酸化層のみを除去し
て、Si02を主体とする内部酸化層を残存させることも有
効な手法である。外部酸化層のみの除去には、酸洗条件
を制御する、表層を機械的に研削する、そして表層を高
速度の水流や物質流の衝撃で剥離する、等の方法が適合
する。
【００２１】ここに、酸化物層の厚さは、0.05μm 未満
であると冷間圧延時に表面より剥離してしまうために効
果がなく、５μm を越えると表層のインヒビター機能が
低下し２次再結晶不良をまねいて磁気特性が悪化するた
めに、0.05〜５μm の範囲とすることが有利である。
であると冷間圧延時に表面より剥離してしまうために効
果がなく、５μm を越えると表層のインヒビター機能が
低下し２次再結晶不良をまねいて磁気特性が悪化するた
めに、0.05〜５μm の範囲とすることが有利である。
【００２２】なお、極めて薄い酸化物の存在下に冷間圧
延を行うことにより鉄損が向上する機構については必ず
しも解明されているわけではないが、発明者らは次のよ
うに考えている。すなわち、冷間圧延を常に緻密な酸化
物が存在している状態で行うと、鋼板の酸化物および地
鉄界面に張力が付加され、すべり系が変化する。その結
果、２次再結晶粒が優先的に生成する表層の集合組織中
に（１１０）＜００１＞粒が増加し、よって２次再結晶
粒径が微細化して鉄損が向上する。
延を行うことにより鉄損が向上する機構については必ず
しも解明されているわけではないが、発明者らは次のよ
うに考えている。すなわち、冷間圧延を常に緻密な酸化
物が存在している状態で行うと、鋼板の酸化物および地
鉄界面に張力が付加され、すべり系が変化する。その結
果、２次再結晶粒が優先的に生成する表層の集合組織中
に（１１０）＜００１＞粒が増加し、よって２次再結晶
粒径が微細化して鉄損が向上する。
【００２３】さて、上述したように、通常の冷間圧延の
場合は、冷間圧延の開始前に多少の酸化物生成があって
も酸化物の変形能は鋼板自体の変形能に比べて極めて劣
るため、圧延の開始直後に酸化物は剥離してしまう。そ
こで、冷間圧延の初期段階で酸化物を新たに生成させ、
冷間圧延を確実に酸化物が存在している状態で行う必要
がある。
場合は、冷間圧延の開始前に多少の酸化物生成があって
も酸化物の変形能は鋼板自体の変形能に比べて極めて劣
るため、圧延の開始直後に酸化物は剥離してしまう。そ
こで、冷間圧延の初期段階で酸化物を新たに生成させ、
冷間圧延を確実に酸化物が存在している状態で行う必要
がある。
【００２４】また、Siを含有する鋼において、熱間圧延
または中間焼鈍にて鋼板表面に生成する酸化物層は、図
１に示すように、FeO ,Fe2O3が主体の、Feの外側への拡
散により酸化が進行する外部酸化層と、その下層でSi02
が主体の、Ｏの内側への拡散により酸化が進行する内部
酸化層とからなる。そこで外部酸化層を除去して内部酸
化層のみを残して、冷間圧延に供する。ここで、内部酸
化層とともに外部酸化層をも残存させると、表面外観の
悪化や圧延ロールの磨耗が激しくなる不都合がある上、
外部酸化層は緻密でないため圧延中に剥離し、この剥離
する外部酸化層とともに内部酸化層も剥離し、上記の酸
化物による鉄損の向上効果が消失することから、外部酸
化層を完全に除去する必要がある。
または中間焼鈍にて鋼板表面に生成する酸化物層は、図
１に示すように、FeO ,Fe2O3が主体の、Feの外側への拡
散により酸化が進行する外部酸化層と、その下層でSi02
が主体の、Ｏの内側への拡散により酸化が進行する内部
酸化層とからなる。そこで外部酸化層を除去して内部酸
化層のみを残して、冷間圧延に供する。ここで、内部酸
化層とともに外部酸化層をも残存させると、表面外観の
悪化や圧延ロールの磨耗が激しくなる不都合がある上、
外部酸化層は緻密でないため圧延中に剥離し、この剥離
する外部酸化層とともに内部酸化層も剥離し、上記の酸
化物による鉄損の向上効果が消失することから、外部酸
化層を完全に除去する必要がある。
【００２５】上記したこの発明による鉄損改善の機構
は、Ｃ，Ｎの転位への固着を目的とした時効処理の効果
とは異なるものであり、時効による材料の硬化は起こら
ないことから圧延は容易であり生産性は高い。また部分
的な変形挙動の変化を利用した、溝付あるいはダルロー
ルを用いる技術と異なり、平滑なロールで圧延すること
が可能であり材料表面を平滑に保つことができ鉄損向上
に極めて有利である。
は、Ｃ，Ｎの転位への固着を目的とした時効処理の効果
とは異なるものであり、時効による材料の硬化は起こら
ないことから圧延は容易であり生産性は高い。また部分
的な変形挙動の変化を利用した、溝付あるいはダルロー
ルを用いる技術と異なり、平滑なロールで圧延すること
が可能であり材料表面を平滑に保つことができ鉄損向上
に極めて有利である。
【００２６】さらに磁性改善機構の異なる時効による効
果との複合も勿論可能であり、生産性は低くなるが、圧
延時の温度を100 〜350 ℃とすることにより磁性を一層
改善することもできる。すなわち圧延温度が100 ℃未満
では効果が小さく、350 ℃をこえると逆に磁束密度が低
下し鉄損が悪化するので圧延温度は100 〜350 ℃とす
る。
果との複合も勿論可能であり、生産性は低くなるが、圧
延時の温度を100 〜350 ℃とすることにより磁性を一層
改善することもできる。すなわち圧延温度が100 ℃未満
では効果が小さく、350 ℃をこえると逆に磁束密度が低
下し鉄損が悪化するので圧延温度は100 〜350 ℃とす
る。
【００２７】同様に最終圧延板前の冷却速度を20℃／s
以上として微細な炭化物を析出させて冷間圧延組織を改
善する方法との複合も可能である。すなわち冷却速度が
20℃／s 未満では微細な炭化物の析出が起こらず鉄損の
改善が不十分なので20℃／s以上とする。
以上として微細な炭化物を析出させて冷間圧延組織を改
善する方法との複合も可能である。すなわち冷却速度が
20℃／s 未満では微細な炭化物の析出が起こらず鉄損の
改善が不十分なので20℃／s以上とする。
【００２８】そして最終冷間圧延後は、脱炭焼鈍を行
い、次いでMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、さ
らに1200℃の温度で最終仕上焼鈍を行い、張力を付与す
るコーティングを施して製品とする。
い、次いでMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、さ
らに1200℃の温度で最終仕上焼鈍を行い、張力を付与す
るコーティングを施して製品とする。
【００２９】
実施例１ Si：3.25％、Ｃ：0.041 ％、Mn：0.069 ％、Se：0.021
％、Sb：0.025 ％を含み残部実質的に鉄及び不可避不純
物からなるけい素鋼スラブを1420℃で30分加熱後熱間圧
延して2.0 mm厚の熱延板とした。次いで1000℃１分間焼
鈍した後、圧延機の入側及び出側に設置したバーナーで
鋼板を加熱することにより、表１に示す種々の厚さの酸
化物を生成して0.60mm厚まで冷間圧延し、950 ℃で２分
間の中間焼鈍を行い、さらに同様のバーナーで鋼板を加
熱することにより、酸化物を生成しつつ冷延し0.20mmの
最終板厚に仕上げた。その後820 ℃で２分間の脱炭焼鈍
を行い、MgO を塗布し1200℃で５時間の仕上げ焼鈍を施
した。かくして得られた製品の磁気特性を表１に併記す
るように、この発明に従って得られた製品は特に低い鉄
損を示した。
％、Sb：0.025 ％を含み残部実質的に鉄及び不可避不純
物からなるけい素鋼スラブを1420℃で30分加熱後熱間圧
延して2.0 mm厚の熱延板とした。次いで1000℃１分間焼
鈍した後、圧延機の入側及び出側に設置したバーナーで
鋼板を加熱することにより、表１に示す種々の厚さの酸
化物を生成して0.60mm厚まで冷間圧延し、950 ℃で２分
間の中間焼鈍を行い、さらに同様のバーナーで鋼板を加
熱することにより、酸化物を生成しつつ冷延し0.20mmの
最終板厚に仕上げた。その後820 ℃で２分間の脱炭焼鈍
を行い、MgO を塗布し1200℃で５時間の仕上げ焼鈍を施
した。かくして得られた製品の磁気特性を表１に併記す
るように、この発明に従って得られた製品は特に低い鉄
損を示した。
【００３０】
【表１】
【００３１】実施例２ Si：3.39％、Ｃ：0.076 ％、Mn：0.076 ％、Se：0.024
％、Al：0.022 ％、Ｎ：0.0093％、Cu：0.12％、Sb：0.
029 ％を含み残部実質的に鉄及び不可避不純物からなる
けい素鋼スラブを1430℃30分加熱後熱間圧延して2.2 mm
厚の熱延板とした。次いで1000℃１分間焼鈍した後、圧
延機の入側及び出側に設置したバーナーで鋼板を加熱す
ることによって表２に示す厚さのスケールを生成して、
同表に示す温度にて1.5 mm厚まで冷間圧延し、1100℃で
２分間の中間焼鈍を行って表２に示す各冷却速度で冷却
し、さらに0.23mmの最終板厚に仕上げた。その後820 ℃
で２分間の脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃で５時
間の仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁気
特性を表２に示すように、この発明に従って得られた製
品は特に低い鉄損を示した。
％、Al：0.022 ％、Ｎ：0.0093％、Cu：0.12％、Sb：0.
029 ％を含み残部実質的に鉄及び不可避不純物からなる
けい素鋼スラブを1430℃30分加熱後熱間圧延して2.2 mm
厚の熱延板とした。次いで1000℃１分間焼鈍した後、圧
延機の入側及び出側に設置したバーナーで鋼板を加熱す
ることによって表２に示す厚さのスケールを生成して、
同表に示す温度にて1.5 mm厚まで冷間圧延し、1100℃で
２分間の中間焼鈍を行って表２に示す各冷却速度で冷却
し、さらに0.23mmの最終板厚に仕上げた。その後820 ℃
で２分間の脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃で５時
間の仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁気
特性を表２に示すように、この発明に従って得られた製
品は特に低い鉄損を示した。
【００３２】
【表２】
【００３３】実施例３ 表３に示す成分組成になる各けい素鋼スラブを1430℃で
30分加熱後熱間圧延して2.2 mm厚の熱延板とした。次い
で1000℃１分間焼鈍した後、圧延機の入側及び出側に設
置したバーナーで鋼板を加熱することによって厚さ0.1
〜0.3 μm の酸化物を生成して1.5 mm厚まで冷間圧延
し、1100℃で２分間の中間焼鈍を行い、さらに同様に厚
さ0.1 〜0.3 μm の酸化物を生成して0.23mmの最終板厚
に仕上げた。その後820 ℃で２分間の脱炭焼鈍を行い、
MgO を塗布し1200℃で５時間の仕上げ焼鈍を施した。か
くして得られた製品の磁気特性を表３に併記するよう
に、この発明に従って得られた製品は特に低い鉄損を示
した。
30分加熱後熱間圧延して2.2 mm厚の熱延板とした。次い
で1000℃１分間焼鈍した後、圧延機の入側及び出側に設
置したバーナーで鋼板を加熱することによって厚さ0.1
〜0.3 μm の酸化物を生成して1.5 mm厚まで冷間圧延
し、1100℃で２分間の中間焼鈍を行い、さらに同様に厚
さ0.1 〜0.3 μm の酸化物を生成して0.23mmの最終板厚
に仕上げた。その後820 ℃で２分間の脱炭焼鈍を行い、
MgO を塗布し1200℃で５時間の仕上げ焼鈍を施した。か
くして得られた製品の磁気特性を表３に併記するよう
に、この発明に従って得られた製品は特に低い鉄損を示
した。
【００３４】
【表３】
【００３５】実施例４ Si：3.39％、Ｃ：0.076 ％、Mn：0.076 ％、Ｓ：0.024
％、Al：0.022 ％、Ｎ：0.0093％、Cu：0.12％、Sb：0.
029 ％を含み残部実質的に鉄及び不可避不純物からなる
けい素鋼スラブを1430℃30分加熱後熱間圧延して2.2 mm
厚の熱延板とした。次いで1000℃１分間焼鈍した後、圧
延機の入側のみに冷却油を適用し、出側の冷却油は使用
せずに、表４に示す種々の温度にて1.5 mm厚まで冷間圧
延し、1100℃で２分間の中間焼鈍を行って表４に示す各
冷却速度で冷却し、さらに同様の冷却油供給下で0.23mm
の最終板厚に仕上げた。なお圧延時に生成した酸化物層
の平均厚さを表４に併記する。その後820 ℃で２分間の
脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃で５時間の仕上げ
焼鈍を施した。また比較として、同様の処理を圧延機の
入、出側に冷却油を適用して行った。かくして得られた
製品の磁気特性を表４に示すように、この発明に従って
表面に酸化物層を生成しつつ冷間圧延することにより得
られた製品は特に低い鉄損を示した。
％、Al：0.022 ％、Ｎ：0.0093％、Cu：0.12％、Sb：0.
029 ％を含み残部実質的に鉄及び不可避不純物からなる
けい素鋼スラブを1430℃30分加熱後熱間圧延して2.2 mm
厚の熱延板とした。次いで1000℃１分間焼鈍した後、圧
延機の入側のみに冷却油を適用し、出側の冷却油は使用
せずに、表４に示す種々の温度にて1.5 mm厚まで冷間圧
延し、1100℃で２分間の中間焼鈍を行って表４に示す各
冷却速度で冷却し、さらに同様の冷却油供給下で0.23mm
の最終板厚に仕上げた。なお圧延時に生成した酸化物層
の平均厚さを表４に併記する。その後820 ℃で２分間の
脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃で５時間の仕上げ
焼鈍を施した。また比較として、同様の処理を圧延機の
入、出側に冷却油を適用して行った。かくして得られた
製品の磁気特性を表４に示すように、この発明に従って
表面に酸化物層を生成しつつ冷間圧延することにより得
られた製品は特に低い鉄損を示した。
【００３６】
【表４】
【００３７】実施例５ Si：3.19％、Ｃ：0.042 ％、Mn：0.074 ％、Se：0.019
％、Sb：0.027 ％を含み残部実質的に鉄及び不可避不純
物からなるけい素鋼スラブを1420℃で30分加熱後熱間圧
延して2.0 mm厚の熱延板とした。次いで1000℃１分間焼
鈍した後、種々の条件の酸洗にて、表５に示す厚さの酸
化物を残存させ、次いで冷間圧延を施して0.20mmの最終
板厚に仕上げた。その後820 ℃で２分間の脱炭焼鈍を行
い、MgOを塗布し1200℃で５時間の仕上げ焼鈍を施し
た。かくして得られた製品の磁気特性を表５に併記する
ように、この発明に従って得られた製品は特に低い鉄損
を示した。
％、Sb：0.027 ％を含み残部実質的に鉄及び不可避不純
物からなるけい素鋼スラブを1420℃で30分加熱後熱間圧
延して2.0 mm厚の熱延板とした。次いで1000℃１分間焼
鈍した後、種々の条件の酸洗にて、表５に示す厚さの酸
化物を残存させ、次いで冷間圧延を施して0.20mmの最終
板厚に仕上げた。その後820 ℃で２分間の脱炭焼鈍を行
い、MgOを塗布し1200℃で５時間の仕上げ焼鈍を施し
た。かくして得られた製品の磁気特性を表５に併記する
ように、この発明に従って得られた製品は特に低い鉄損
を示した。
【００３８】
【表５】
【００３９】実施例６ Si：3.29％、Ｃ：0.081 ％、Mn：0.077 ％、Se：0.020
％、Al：0.022 ％、Ｎ：0.0091％、Cu：0.18％、Sb：0.
026 ％を含み残部実質的に鉄及び不可避不純物からなる
けい素鋼スラブを1430℃30分加熱後熱間圧延して2.2 mm
厚の熱延板とした。次いで1000℃１分間焼鈍した後、1.
5 mm厚まで冷間圧延し、引き続き1100℃１分間の中間焼
鈍を施してから、弾性砥石による表面研削を行って、表
６に示す厚さの酸化物を残存させ、次いで冷間圧延を施
して0.20mmの最終板厚に仕上げた。その後820 ℃で２分
間の脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃で５時間の仕
上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁気特性を
表６に示すように、この発明に従って得られた製品は特
に低い鉄損を示した。
％、Al：0.022 ％、Ｎ：0.0091％、Cu：0.18％、Sb：0.
026 ％を含み残部実質的に鉄及び不可避不純物からなる
けい素鋼スラブを1430℃30分加熱後熱間圧延して2.2 mm
厚の熱延板とした。次いで1000℃１分間焼鈍した後、1.
5 mm厚まで冷間圧延し、引き続き1100℃１分間の中間焼
鈍を施してから、弾性砥石による表面研削を行って、表
６に示す厚さの酸化物を残存させ、次いで冷間圧延を施
して0.20mmの最終板厚に仕上げた。その後820 ℃で２分
間の脱炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃で５時間の仕
上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁気特性を
表６に示すように、この発明に従って得られた製品は特
に低い鉄損を示した。
【００４０】
【表６】
【００４１】実施例７ 表７に示す成分組成になる各けい素鋼スラブを1430℃で
30分加熱後熱間圧延して2.2 mm厚の熱延板とした。次い
で1000℃１分間焼鈍した後、1.5 mm厚まで冷間圧延し、
1100℃で２分間の中間焼鈍を行った後、酸洗によって外
部酸化層を完全に除去し、SiO2を主体とする、1.0 μm
厚の内部酸化層を残存させ、次いで冷間圧延を施して0.
23mmの最終板厚に仕上げた。その後820 ℃で２分間の脱
炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃で５時間の仕上げ焼
鈍を施した。かくして得られた製品の磁気特性を表７に
併記するように、この発明に従って得られた製品は特に
低い鉄損を示した。
30分加熱後熱間圧延して2.2 mm厚の熱延板とした。次い
で1000℃１分間焼鈍した後、1.5 mm厚まで冷間圧延し、
1100℃で２分間の中間焼鈍を行った後、酸洗によって外
部酸化層を完全に除去し、SiO2を主体とする、1.0 μm
厚の内部酸化層を残存させ、次いで冷間圧延を施して0.
23mmの最終板厚に仕上げた。その後820 ℃で２分間の脱
炭焼鈍を行い、MgO を塗布し1200℃で５時間の仕上げ焼
鈍を施した。かくして得られた製品の磁気特性を表７に
併記するように、この発明に従って得られた製品は特に
低い鉄損を示した。
【００４２】
【表７】
【００４３】
【発明の効果】この発明によれば、極めて鉄損の低い方
向性けい素鋼板を工業的規模で製造することができ、特
性の良好な製品を安定供給し得る。
向性けい素鋼板を工業的規模で製造することができ、特
性の良好な製品を安定供給し得る。
【図１】鋼板表面近傍の酸化物の顕微鏡による組織写真
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山田 政孝 兵庫県神戸市中央区脇浜海岸通２番88号 川崎製鉄株式会社 阪神製造所内 (72)発明者 飯田 嘉明 兵庫県神戸市中央区脇浜海岸通２番88号 川崎製鉄株式会社 阪神製造所内 (72)発明者 西池 氏裕 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究本部内 (72)発明者 福田 文二郎 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究本部内 (56)参考文献 特開 昭61−84326（ＪＰ，Ａ)
Claims (5)
- 【請求項１】 Si：2.0 〜4.0 wt％を含み、さらにＳ及
びSeの少なくともいずれか１種をインヒビター形成成分
として含有するけい素鋼スラブを熱間圧延後、１回また
は中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚
とし、次いで脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面にMgO を主
成分とする焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍及
び純化焼鈍を施す一連の工程にて方向性けい素鋼板を製
造するに当たり、上記冷間圧延は、その初期段階にて鋼
板表面に厚さ0.05〜５μm の酸化物層を生成させて行う
ことを特徴とする、低鉄損方向性けい素鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】 酸化物層を、冷間圧延機の入側のみに圧
延油を供給して生成させる、請求項１に記載の低鉄損方
向性けい素鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 Si：2.0 〜4.0 wt％を含み、さらにＳ及
びSeの少なくともいずれか１種をインヒビター形成成分
として含有するけい素鋼スラブを熱間圧延後、１回また
は中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚
とし、次いで脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面にMgO を主
成分とする焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍及
び純化焼鈍を施す一連の工程にて方向性けい素鋼板を製
造するに当たり、上記熱間圧延後または中間焼鈍後の鋼
板表面に生成した酸化物層の表層を除去して、鋼板表面
に厚さ0.05〜５μm の酸化物層を残存させ、引き続き冷
間圧延を施すことを特徴とする、低鉄損方向性けい素鋼
板の製造方法。 - 【請求項４】 冷間圧延は100 ℃〜350 ℃の温度域で行
う請求項１、２または３に記載の方法。 - 【請求項５】 冷間圧延は最終冷延前の焼鈍における50
0 〜100 ℃の温度域での冷却速度を20℃／ｓ以上とする
請求項１ないし４のいずれか１項に記載の方法。
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