JP2735929B2 - 磁気特性および被膜特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性および被膜特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、方向性けい素鋼板の製造方法に関し、と
くにその磁気特性と被膜密着性の効果的な改善を図ろう
とするものである。
くにその磁気特性と被膜密着性の効果的な改善を図ろう
とするものである。
（従来の技術） 磁気特性に優れた方向性けい素鋼板を得るには（11
0）［001］方位の二次再結晶粒を安定して得ることが必
要である。そのためには二次再結晶前の鋼板中におい
て、（110）［001］方位粒以外の正常粒成長を抑制する
インヒビターの存在と、二次再結晶の核となる（110）
［001］方位粒の存在が不可欠である。一次再結晶集合
組織の改善法については、たとえば特開昭58−55530号
公報、特開昭59−232227号公報および特開昭61−117215
号公報等に、熱延板焼鈍または中間焼鈍において50〜30
0ppm程度脱炭を行う方法が開示されている。かかる方法
の目的は、表層の一次再結晶集合組織中の（110）［00
1］方位粒を増加させると共に、（110）［001］方位粒
の成長を妨げる中心部の｛100｝＜011＞方位粒の成長を
抑えることによって磁気特性の向上を図ろうとするもの
である。
0）［001］方位の二次再結晶粒を安定して得ることが必
要である。そのためには二次再結晶前の鋼板中におい
て、（110）［001］方位粒以外の正常粒成長を抑制する
インヒビターの存在と、二次再結晶の核となる（110）
［001］方位粒の存在が不可欠である。一次再結晶集合
組織の改善法については、たとえば特開昭58−55530号
公報、特開昭59−232227号公報および特開昭61−117215
号公報等に、熱延板焼鈍または中間焼鈍において50〜30
0ppm程度脱炭を行う方法が開示されている。かかる方法
の目的は、表層の一次再結晶集合組織中の（110）［00
1］方位粒を増加させると共に、（110）［001］方位粒
の成長を妨げる中心部の｛100｝＜011＞方位粒の成長を
抑えることによって磁気特性の向上を図ろうとするもの
である。
これらの方法の問題は、単に表層脱炭を行った場合に
は、表層の（110）［001］方位粒は増加するけれども、
同時に（110）［001］方位より多少ずれた方位の結晶粒
も増加してしまい、結果として二次再結晶が安定して進
行し鉄損は良好となるものの、磁束密度については十分
とはいえないことである。
は、表層の（110）［001］方位粒は増加するけれども、
同時に（110）［001］方位より多少ずれた方位の結晶粒
も増加してしまい、結果として二次再結晶が安定して進
行し鉄損は良好となるものの、磁束密度については十分
とはいえないことである。
方向性けい素鋼板の製造に際しては、結晶組織のコン
トロールに鋼中Ｃが重要な役割を果たしているため、鋼
中には所定量のＣの存在が必要であり、それ故素材中に
は0.04〜0.08wt％（以下単に％で示す）程度のＣが含有
されている。しかしながら製品中にＣが残留すると磁気
特性の著しい劣化を招くので、最終仕上げ焼鈍前に脱炭
焼鈍を施して、Ｃ量を0.0030％程度以下まで減少させて
いる。この脱炭機構は、Ｃを鋼板表面に拡散させて雰囲
気中の酸素と結合させ、一酸化炭素として除去するもの
である。
トロールに鋼中Ｃが重要な役割を果たしているため、鋼
中には所定量のＣの存在が必要であり、それ故素材中に
は0.04〜0.08wt％（以下単に％で示す）程度のＣが含有
されている。しかしながら製品中にＣが残留すると磁気
特性の著しい劣化を招くので、最終仕上げ焼鈍前に脱炭
焼鈍を施して、Ｃ量を0.0030％程度以下まで減少させて
いる。この脱炭機構は、Ｃを鋼板表面に拡散させて雰囲
気中の酸素と結合させ、一酸化炭素として除去するもの
である。
ところでこの脱炭工程には、脱炭だけでなく、後続の
仕上げ焼鈍工程におけるフォルステライト被膜形成に不
可欠なSiO2およびファイアライト（2FeO・SiO2）を主体
とする酸化膜の形成という重要な役割がある。かかる酸
化膜の形成には、脱炭焼鈍時における雰囲気の酸素ポテ
ンシャルが重要な意味をもつが、この酸素ポテンシャル
のコントロールは、通常、水素または水素と窒素の混合
ガスを所定温度の水中に通すなどして、所定の露点を確
保することにより行っている。この酸素ポテンシャルの
表示としての露点は雰囲気ガス中の水素ガス量に応じて
実質内容が異なるので、一般的にはＰ（H2O）/P（H2）
値を雰囲気の酸素ポテンシャルとして表示する。
仕上げ焼鈍工程におけるフォルステライト被膜形成に不
可欠なSiO2およびファイアライト（2FeO・SiO2）を主体
とする酸化膜の形成という重要な役割がある。かかる酸
化膜の形成には、脱炭焼鈍時における雰囲気の酸素ポテ
ンシャルが重要な意味をもつが、この酸素ポテンシャル
のコントロールは、通常、水素または水素と窒素の混合
ガスを所定温度の水中に通すなどして、所定の露点を確
保することにより行っている。この酸素ポテンシャルの
表示としての露点は雰囲気ガス中の水素ガス量に応じて
実質内容が異なるので、一般的にはＰ（H2O）/P（H2）
値を雰囲気の酸素ポテンシャルとして表示する。
従来、方向性けい素鋼板の脱炭焼鈍工程では、特開昭
54−160514号公報の明細書中に開示されているように、
雰囲気の酸素ポテンシャルはＰ（H2O）/P（H2）値で0.1
5〜0.75の範囲内の一定値とされるのが普通であった。
その後、特開昭54−160514号公報において、脱炭焼鈍工
程を前部と後部とに分け、脱炭焼鈍温度たとえば750〜8
80℃の前部領域での雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）を0.15
以上とし、後部領域の雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）を0.7
5以下でかつ前部領域のＰ（H2O）/P（H2）より小さくす
る方法が提案された。この方法により、製品の磁気特性
だけでなく被膜特性も改善された。
54−160514号公報の明細書中に開示されているように、
雰囲気の酸素ポテンシャルはＰ（H2O）/P（H2）値で0.1
5〜0.75の範囲内の一定値とされるのが普通であった。
その後、特開昭54−160514号公報において、脱炭焼鈍工
程を前部と後部とに分け、脱炭焼鈍温度たとえば750〜8
80℃の前部領域での雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）を0.15
以上とし、後部領域の雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）を0.7
5以下でかつ前部領域のＰ（H2O）/P（H2）より小さくす
る方法が提案された。この方法により、製品の磁気特性
だけでなく被膜特性も改善された。
（発明が解決しようとする課題） ところで発明者らは、時代の要請である省エネルギー
に効果的に対処すべく、方向性けい素鋼板の磁気特性お
よび被膜特性の一層の改善、さらにはより安定した製品
の製造を実現すべく、製造工程について再検討を行っ
た。
に効果的に対処すべく、方向性けい素鋼板の磁気特性お
よび被膜特性の一層の改善、さらにはより安定した製品
の製造を実現すべく、製造工程について再検討を行っ
た。
AlNを主要インヒビターとする方向性けい素鋼板の特
徴として、最良の磁気特性を得るための最終冷延圧下率
は80％を超える。ここに日本金属学会誌第52巻第３号の
第259〜266頁にわたる“３％Si−Fe合金の１次再結晶板
の｛110｝方位粒分布と２次再結晶粒方位の関係”と題
する報文中とくにFig.11によれば、１回法（圧下率87.6
％,91.3％）のほうが２回法（圧下率60％）よりも｛11
0｝＜001＞方位の存在頻度が低いことが示されている。
そのためAlNを主要インヒビターとする１回法の方向性
けい素鋼では、MnSe,MnSをインヒビターとする２回法の
場合に比べて、板厚が薄い場合、特に0.23mm厚以下の場
合には二次再結晶が不安定になるという問題があった。
徴として、最良の磁気特性を得るための最終冷延圧下率
は80％を超える。ここに日本金属学会誌第52巻第３号の
第259〜266頁にわたる“３％Si−Fe合金の１次再結晶板
の｛110｝方位粒分布と２次再結晶粒方位の関係”と題
する報文中とくにFig.11によれば、１回法（圧下率87.6
％,91.3％）のほうが２回法（圧下率60％）よりも｛11
0｝＜001＞方位の存在頻度が低いことが示されている。
そのためAlNを主要インヒビターとする１回法の方向性
けい素鋼では、MnSe,MnSをインヒビターとする２回法の
場合に比べて、板厚が薄い場合、特に0.23mm厚以下の場
合には二次再結晶が不安定になるという問題があった。
たとえば特開昭54−160514号公報の実施例４の条件Ａ
には、板厚0.23mmの試料について、Ｐ（H2O）/P（H2）
＝0.35の気流中で840℃,120秒の脱炭焼鈍を行った場合
の二次再結晶発生率および磁気特性が示されているが、
二次再結晶発生率は０〜25％であり、またB8も1.57〜1.
71（Wb/m2）程度の低い値しか得られていない。かかる
問題の解決策として特開昭54−160514号公報では、前述
したように、脱炭焼鈍工程を前部と後部に分け、かつ後
部の雰囲気の酸化度を前部のそれよりも小さくしたので
ある。しかしながら上記の方法では、磁気特性とくに鉄
損特性が不安定であり、実施例４中の発明例Ｃの条件で
は、板厚:0.23mmの場合の鉄損はＷ17/50で0.87〜1.08W/
kgと必ずしも満足のいく値とはなっていない。しかも発
明者らの検討によれば密着性の改善も不十分であった。
には、板厚0.23mmの試料について、Ｐ（H2O）/P（H2）
＝0.35の気流中で840℃,120秒の脱炭焼鈍を行った場合
の二次再結晶発生率および磁気特性が示されているが、
二次再結晶発生率は０〜25％であり、またB8も1.57〜1.
71（Wb/m2）程度の低い値しか得られていない。かかる
問題の解決策として特開昭54−160514号公報では、前述
したように、脱炭焼鈍工程を前部と後部に分け、かつ後
部の雰囲気の酸化度を前部のそれよりも小さくしたので
ある。しかしながら上記の方法では、磁気特性とくに鉄
損特性が不安定であり、実施例４中の発明例Ｃの条件で
は、板厚:0.23mmの場合の鉄損はＷ17/50で0.87〜1.08W/
kgと必ずしも満足のいく値とはなっていない。しかも発
明者らの検討によれば密着性の改善も不十分であった。
この点については前述した表面脱炭技術も同様で、た
とえば特開昭61−117215号公報の実施例１中履歴（Ａ）
において、板厚0.225mmの場合の磁束密度はB8＝1.93Tと
不十分な値であり、また発明者らの検討によれば被膜特
性も思わしくなかった。
とえば特開昭61−117215号公報の実施例１中履歴（Ａ）
において、板厚0.225mmの場合の磁束密度はB8＝1.93Tと
不十分な値であり、また発明者らの検討によれば被膜特
性も思わしくなかった。
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、Al
Nを主要インヒビターとする方向性けい素鋼板、特に板
厚が薄いけい素鋼板であっても、良好な磁気特性および
被膜特性が得られる方向性けい素鋼板の有利な製造方法
を提案することを目的とする。
Nを主要インヒビターとする方向性けい素鋼板、特に板
厚が薄いけい素鋼板であっても、良好な磁気特性および
被膜特性が得られる方向性けい素鋼板の有利な製造方法
を提案することを目的とする。
（課題を解決するための手段） すなわちこの発明は、 C:0.040〜0.080％、 Si:2.0〜4.0％、 solAl:0.01〜0.04％、 N:0.0040〜0.0120％、 Mn:0.03〜0.12％、 Se:0.01〜0.05％および Sb:0.01〜0.20％ を含む組成にな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
板厚としたのち、脱炭焼鈍を施し、ついで鋼板表面に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
晶焼鈍および純化焼鈍を施す一連の工程によって方向性
けい素鋼板を製造するに当たり、 熱間圧延後、最終冷延前までの間に、鋼中Ｃを0.005
〜0.030％脱炭すると共に、その後の脱炭焼鈍を焼鈍温
度:850〜950℃、雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）:0.10〜0.3
0の条件下に行うことからなる磁気特性および被膜特性
に優れた方向性けい素鋼板の製造方法である。
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
板厚としたのち、脱炭焼鈍を施し、ついで鋼板表面に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
晶焼鈍および純化焼鈍を施す一連の工程によって方向性
けい素鋼板を製造するに当たり、 熱間圧延後、最終冷延前までの間に、鋼中Ｃを0.005
〜0.030％脱炭すると共に、その後の脱炭焼鈍を焼鈍温
度:850〜950℃、雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）:0.10〜0.3
0の条件下に行うことからなる磁気特性および被膜特性
に優れた方向性けい素鋼板の製造方法である。
以下、この発明を具体的に説明する。
この発明は、熱間圧延後、最終圧延前までの間に鋼板
表面より脱炭を行い、さらに脱炭焼鈍を特定の条件下で
実施することにより、二次再結晶の安定化による磁気特
性の向上および被膜特性の向上を同時に実現するもので
ある。
表面より脱炭を行い、さらに脱炭焼鈍を特定の条件下で
実施することにより、二次再結晶の安定化による磁気特
性の向上および被膜特性の向上を同時に実現するもので
ある。
さて発明者らは、素材としてC:0.058％,Si:3.30％,M
n:0.07％,sol.Al:0.030％,N:0.0070％,Se:0.020％,Sb:
0.030％を含み、残部は実質的にFeからなるスラブを、
熱間圧延−熱延板焼鈍−酸洗−冷間圧延−中間焼鈍−冷
間圧延の各工程で処理して0.23mmの最終板厚とし、この
とき中間焼鈍工程で一部の材料にK2CO3溶液を塗布して
表面から脱炭を行わせた。最終冷延前にＣ分析を行った
ところ、K2CO3溶液を塗布したものはＣ量が0.014％減少
していたのに対し、K2CO3溶液を塗布しないものは0.003
％の減少であった。
n:0.07％,sol.Al:0.030％,N:0.0070％,Se:0.020％,Sb:
0.030％を含み、残部は実質的にFeからなるスラブを、
熱間圧延−熱延板焼鈍−酸洗−冷間圧延−中間焼鈍−冷
間圧延の各工程で処理して0.23mmの最終板厚とし、この
とき中間焼鈍工程で一部の材料にK2CO3溶液を塗布して
表面から脱炭を行わせた。最終冷延前にＣ分析を行った
ところ、K2CO3溶液を塗布したものはＣ量が0.014％減少
していたのに対し、K2CO3溶液を塗布しないものは0.003
％の減少であった。
その後これらの材料に、温度と雰囲気の酸化度を種々
に変更させて脱炭焼鈍を行い、さらにMgOを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布してから、N2雰囲気中で二次再結晶
焼鈍、ついでH2雰囲気中で純化焼鈍を施した。
に変更させて脱炭焼鈍を行い、さらにMgOを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布してから、N2雰囲気中で二次再結晶
焼鈍、ついでH2雰囲気中で純化焼鈍を施した。
かくして得られた各鋼板の磁束密度および被膜の最小
はく離径について調査した結果を、第１図および第２図
にそれぞれ示す。
はく離径について調査した結果を、第１図および第２図
にそれぞれ示す。
同図から明らかなように、最終冷延に先立って鋼板表
面から脱炭を行わせ、その後に脱炭焼鈍温度:850℃〜95
0℃、雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）:0.10〜0.30の条件で
脱炭処理を施した場合には、高磁束密度でかつ被膜の曲
げ密着性が良好な製品が得られている。
面から脱炭を行わせ、その後に脱炭焼鈍温度:850℃〜95
0℃、雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）:0.10〜0.30の条件で
脱炭処理を施した場合には、高磁束密度でかつ被膜の曲
げ密着性が良好な製品が得られている。
これに対し、表面から脱炭を行わせなかった場合は、
被膜特性および磁気特性とも良好な条件は極めて狭い範
囲に限られており、しかも磁束密度の値は表面脱炭を行
った場合に比べて低レベルである。また表面から脱炭を
行わせた場合でも、通常の脱炭処理条件である焼鈍温
度:825℃前後、雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）:0.30〜0.50
程度の条件では良好な磁気特性は得られていない。
被膜特性および磁気特性とも良好な条件は極めて狭い範
囲に限られており、しかも磁束密度の値は表面脱炭を行
った場合に比べて低レベルである。また表面から脱炭を
行わせた場合でも、通常の脱炭処理条件である焼鈍温
度:825℃前後、雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）:0.30〜0.50
程度の条件では良好な磁気特性は得られていない。
このように表面脱炭を行いかつ脱炭焼鈍を特定の条件
下で実施することによって、磁気特性および被膜特性の
良好な製品が得られる理由は、次のとおりと考えられ
る。
下で実施することによって、磁気特性および被膜特性の
良好な製品が得られる理由は、次のとおりと考えられ
る。
従来の脱炭焼鈍方法では、脱炭反応と酸化反応の両者
を適正に行わせる必要があり、温度と露点の微妙なコン
トロールが必要不可欠であるため、実際の操業を安定し
て行うことは極めて難しい。その困難さは近年の板厚減
少傾向に伴って飛躍的に増大し、もはや看過することは
できない状態に陥っている。
を適正に行わせる必要があり、温度と露点の微妙なコン
トロールが必要不可欠であるため、実際の操業を安定し
て行うことは極めて難しい。その困難さは近年の板厚減
少傾向に伴って飛躍的に増大し、もはや看過することは
できない状態に陥っている。
しかも脱炭反応と酸化反応は、製品の磁気特性と被膜
特性とを併せて向上させるためには相反する関係にあ
る。
特性とを併せて向上させるためには相反する関係にあ
る。
すなわち均一で密着性の良いフォルステライト被膜を
形成させるためには、緻密で一様なサブスケール（鋼板
表層の内部酸化層を一般にサブスケールと呼称する）を
形成させる必要があり、そのためには例えば雰囲気のＰ
（H2O）/P（H2）を0.3以下にする必要があるが、この場
合には脱炭反応が不十分となり、鋼中にＣが残存して製
品の磁気特性が劣化するのである。鋼中に残存するＣを
十分に脱炭させるべく脱炭焼鈍温度を上げる（例えば85
0℃以上）と、従来から知られているように鋼板表層の
サブスケールが緻密となってやはり脱炭不良を起こし、
フォルステライト被膜の形成には有利であるけれども、
磁気特性には悪い結果となる。
形成させるためには、緻密で一様なサブスケール（鋼板
表層の内部酸化層を一般にサブスケールと呼称する）を
形成させる必要があり、そのためには例えば雰囲気のＰ
（H2O）/P（H2）を0.3以下にする必要があるが、この場
合には脱炭反応が不十分となり、鋼中にＣが残存して製
品の磁気特性が劣化するのである。鋼中に残存するＣを
十分に脱炭させるべく脱炭焼鈍温度を上げる（例えば85
0℃以上）と、従来から知られているように鋼板表層の
サブスケールが緻密となってやはり脱炭不良を起こし、
フォルステライト被膜の形成には有利であるけれども、
磁気特性には悪い結果となる。
逆に、磁気特性を向上させるため、鋼中Ｃを十分に脱
炭させるべく例えば雰囲気の酸素ポテンシャルを上げる
（Ｐ（H2O）/P（H2）＝0.50）と、サブスケール中のシ
リカがまばらとなり、仕上げ焼鈍後に形成されるフォル
ステライト被膜の密着性が劣化する結果となる。
炭させるべく例えば雰囲気の酸素ポテンシャルを上げる
（Ｐ（H2O）/P（H2）＝0.50）と、サブスケール中のシ
リカがまばらとなり、仕上げ焼鈍後に形成されるフォル
ステライト被膜の密着性が劣化する結果となる。
この点、発明者らは、最終冷延までの途中工程におい
て鋼中Ｃの一部を表面脱炭させた上で、従来、脱炭上不
利とされていた温度と焼鈍雰囲気の下（0.10≦Ｐ（H
2O）/P（H2）≦0.30、850℃≦焼鈍温度≦950℃）で脱炭
焼鈍を施すことが、むしろ磁気特性の向上のみならず被
膜密着性の向上に有効であることを新規に知見し、この
知見に基づいてこの発明を完成させるに至ったのであ
る。
て鋼中Ｃの一部を表面脱炭させた上で、従来、脱炭上不
利とされていた温度と焼鈍雰囲気の下（0.10≦Ｐ（H
2O）/P（H2）≦0.30、850℃≦焼鈍温度≦950℃）で脱炭
焼鈍を施すことが、むしろ磁気特性の向上のみならず被
膜密着性の向上に有効であることを新規に知見し、この
知見に基づいてこの発明を完成させるに至ったのであ
る。
磁気特性が向上する理由としては、表面脱炭により一
次再結晶の集合組織中の（110）［001］方位粒が増加し
て二次再結晶が安定化したために、脱炭不良による二次
再結晶粒の成長阻害が軽減されたこと、および仕上げ焼
鈍初期に残留Ｃが、MgO中に数％程度含まれているMg（O
H）２より放出されるH2Oを消費するために地鉄の初期酸
化が抑制されることが挙げられる。なおかかる初期酸化
は被膜密着性の劣化要因でもあり、従って初期酸化の抑
制は被膜密着性の向上にも寄与しているものと考えられ
る。
次再結晶の集合組織中の（110）［001］方位粒が増加し
て二次再結晶が安定化したために、脱炭不良による二次
再結晶粒の成長阻害が軽減されたこと、および仕上げ焼
鈍初期に残留Ｃが、MgO中に数％程度含まれているMg（O
H）２より放出されるH2Oを消費するために地鉄の初期酸
化が抑制されることが挙げられる。なおかかる初期酸化
は被膜密着性の劣化要因でもあり、従って初期酸化の抑
制は被膜密着性の向上にも寄与しているものと考えられ
る。
（作 用） この発明において、素材の成分組成を前記の範囲に限
定した理由は次のとおりである。
定した理由は次のとおりである。
C:0.040〜0.080％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組織の均一微細化なら
びにゴス方位の発達に有用な元素であるが、0.040％に
満たないと二次再結晶不良となり、一方0.080％を超え
ると表面からの脱炭が困難になるので、0.040〜0.080％
の範囲とした。
びにゴス方位の発達に有用な元素であるが、0.040％に
満たないと二次再結晶不良となり、一方0.080％を超え
ると表面からの脱炭が困難になるので、0.040〜0.080％
の範囲とした。
Si:2.0〜4.0％ Siは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効に寄与す
るが、2.0％未満では良好な鉄損が得られず、一方4.0％
を超えると冷間圧延性が著しく劣化するので、2.0〜4.0
％の範囲とした。
るが、2.0％未満では良好な鉄損が得られず、一方4.0％
を超えると冷間圧延性が著しく劣化するので、2.0〜4.0
％の範囲とした。
Al:0.01〜0.04％、N:0.0040〜0.0120％ AlおよびＮは、インヒビターAlNを形成するために必
要であり、まずAlはインヒビターとしての機能を発揮さ
せるためには少なくとも0.01％を必要とし、一方0.04％
を超えると二次再結晶しても磁束密度が不安定となるの
で、0.01〜0.04％の範囲に限定した。次にＮは0.0040％
未満ではAlNの量が不足し、一方0.0120％を超えると製
品にブリスターが発生するので、0.0040〜0.0120％の範
囲とした。
要であり、まずAlはインヒビターとしての機能を発揮さ
せるためには少なくとも0.01％を必要とし、一方0.04％
を超えると二次再結晶しても磁束密度が不安定となるの
で、0.01〜0.04％の範囲に限定した。次にＮは0.0040％
未満ではAlNの量が不足し、一方0.0120％を超えると製
品にブリスターが発生するので、0.0040〜0.0120％の範
囲とした。
Mn:0.03〜0.12％、Se:0.01〜0.05％ MnとSeは、インヒビターMnSeを形成させるための成分
である。まずMnはインヒビターとしての機能を発揮させ
るためには少なくとも0.03％を必要とし、一方0.12％を
超えるとMnSeの固溶温度が高くなり、通常のスラブ加熱
温度では固溶せず磁性の劣化を招くので、0.03〜0.12％
の範囲とした。次にSeは0.05％を超えると純化焼鈍での
純化が困難となり、一方0.01％未満ではインヒビターの
量が不足するため、0.01〜0.05％とする。
である。まずMnはインヒビターとしての機能を発揮させ
るためには少なくとも0.03％を必要とし、一方0.12％を
超えるとMnSeの固溶温度が高くなり、通常のスラブ加熱
温度では固溶せず磁性の劣化を招くので、0.03〜0.12％
の範囲とした。次にSeは0.05％を超えると純化焼鈍での
純化が困難となり、一方0.01％未満ではインヒビターの
量が不足するため、0.01〜0.05％とする。
Sb:0.01〜0.20％ Sbは、表面に濃化して焼鈍雰囲気の影響を緩和する働
きがあるが、含有量が0.01％未満ではその効果に乏し
く、一方0.20％を超えると脱炭性及び表面被膜の形成に
問題を生じるので、0.01〜0.20％とした。
きがあるが、含有量が0.01％未満ではその効果に乏し
く、一方0.20％を超えると脱炭性及び表面被膜の形成に
問題を生じるので、0.01〜0.20％とした。
以上、必須成分について説明したが、この発明ではさ
らに以下の成分を必要に応じて添加することができる。
らに以下の成分を必要に応じて添加することができる。
Cu:0.02〜0.20％ Cuは、磁束密度のみならず、被膜外観のさらなる向上
に有効に寄与するが、0.20％未満ではその添加効果に乏
しく、一方0.20％を超えるとぜい性が劣化するので、0.
02〜0.20％の範囲で含有させる必要がある。
に有効に寄与するが、0.20％未満ではその添加効果に乏
しく、一方0.20％を超えるとぜい性が劣化するので、0.
02〜0.20％の範囲で含有させる必要がある。
Sn:0.02〜0.20％ Snは、鉄損の向上に有用な元素であるが、含有量が0.
20％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.20％を超え
るとぜい性が劣化するので、0.02〜0.20％の範囲で含有
させる必要がある。
20％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.20％を超え
るとぜい性が劣化するので、0.02〜0.20％の範囲で含有
させる必要がある。
Mo:0.005〜0.05％ Moは、表面性状の改善に有効に寄与するが、含有量が
0.005％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.05％を
超えると脱炭性が悪化するので、0.005〜0.05％の範囲
で含有させる必要がある。
0.005％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.05％を
超えると脱炭性が悪化するので、0.005〜0.05％の範囲
で含有させる必要がある。
さて上記の好適成分組成に調整したけい素鋼スラブ
は、加熱後、常法に従って熱間圧延する。その後、必要
に応じ900〜1200℃程度の温度で均一化焼鈍を施したの
ち、急冷し、引き続き１回あるいは中間焼鈍をはさむ２
回以上の冷間圧延を施す。
は、加熱後、常法に従って熱間圧延する。その後、必要
に応じ900〜1200℃程度の温度で均一化焼鈍を施したの
ち、急冷し、引き続き１回あるいは中間焼鈍をはさむ２
回以上の冷間圧延を施す。
この発明では、上記の熱間圧延後、最終冷延前までの
間に、鋼板表面からＣを0.005〜0.030％脱炭することが
肝要である。これに脱炭量を0.005〜0.030％の範囲に限
定したのは、脱Ｃ量が0.005に満たないと磁気特性の改
善効果に乏しく、一方0.030％を超えると二次再結晶が
不良となるからである。
間に、鋼板表面からＣを0.005〜0.030％脱炭することが
肝要である。これに脱炭量を0.005〜0.030％の範囲に限
定したのは、脱Ｃ量が0.005に満たないと磁気特性の改
善効果に乏しく、一方0.030％を超えると二次再結晶が
不良となるからである。
ここで表面より脱炭を行う方法としては、熱間圧延後
の巻き取り温度を500〜700℃程度に制限して、コイルの
自己焼鈍を進行させる方法、熱延板焼鈍または／および
中間焼鈍時にK2CO3,Na2O等のアルカリ金属化合物等の、
SiO2と容易に反応して鋼板表面に脱炭抑制被膜を生じさ
せない脱炭促進剤を塗布する方法、熱延板焼鈍または／
および中間焼鈍を脱炭性雰囲気で行う方法、その他表面
より脱炭できる方法であれば何れでもよい。
の巻き取り温度を500〜700℃程度に制限して、コイルの
自己焼鈍を進行させる方法、熱延板焼鈍または／および
中間焼鈍時にK2CO3,Na2O等のアルカリ金属化合物等の、
SiO2と容易に反応して鋼板表面に脱炭抑制被膜を生じさ
せない脱炭促進剤を塗布する方法、熱延板焼鈍または／
および中間焼鈍を脱炭性雰囲気で行う方法、その他表面
より脱炭できる方法であれば何れでもよい。
ついで冷間圧延後、脱炭焼鈍を行うが、この脱炭焼鈍
において焼鈍温度が850℃に満たないと均一な被膜が得
られず、一方950℃を超えるとAlNの効果が損なわれ磁気
特性が劣化するので、焼鈍温度は850〜950℃の範囲に限
定した。また脱炭焼鈍時における雰囲気の酸化度Ｐ（H2
O）/P（H2）が0.10に満たないと被膜の形成が阻害さ
れ、一方0.30を超えると磁気特性が劣化するので、雰囲
気の酸化度Ｐ（H2O）/P（H2）は0.10〜0.30の範囲に限
定した。
において焼鈍温度が850℃に満たないと均一な被膜が得
られず、一方950℃を超えるとAlNの効果が損なわれ磁気
特性が劣化するので、焼鈍温度は850〜950℃の範囲に限
定した。また脱炭焼鈍時における雰囲気の酸化度Ｐ（H2
O）/P（H2）が0.10に満たないと被膜の形成が阻害さ
れ、一方0.30を超えると磁気特性が劣化するので、雰囲
気の酸化度Ｐ（H2O）/P（H2）は0.10〜0.30の範囲に限
定した。
その後MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、常法に従い二次再結晶焼鈍ついで純化焼鈍を施して
製品とする。
ら、常法に従い二次再結晶焼鈍ついで純化焼鈍を施して
製品とする。
なおその後さらに上塗り絶縁コーティング処理を施す
ことは有利である。
ことは有利である。
（実施例） C:0.065％,Si:3.34％,Mn:0.076％,Se:0.024％,sol A
l:0.028％,N:0.0085％およびSb:0.029％を含み、残部実
質的にFeからなるけい素鋼スラブを、1420℃でスラブ加
熱後、熱間圧延を施して板厚2.3mmの熱延板とした。つ
いで１回目の冷間圧延で1.8mmの中間板厚としたのち、K
2CO3溶液を種々の濃度で塗布してから1100℃、２分間の
中間焼鈍を施し、焼鈍後急冷した。しかるのち２回目の
冷間圧延で0.90mm厚まで冷延し、300℃、２分間のパス
間時効後、最終冷延によって0.22mm厚に仕上げた。
l:0.028％,N:0.0085％およびSb:0.029％を含み、残部実
質的にFeからなるけい素鋼スラブを、1420℃でスラブ加
熱後、熱間圧延を施して板厚2.3mmの熱延板とした。つ
いで１回目の冷間圧延で1.8mmの中間板厚としたのち、K
2CO3溶液を種々の濃度で塗布してから1100℃、２分間の
中間焼鈍を施し、焼鈍後急冷した。しかるのち２回目の
冷間圧延で0.90mm厚まで冷延し、300℃、２分間のパス
間時効後、最終冷延によって0.22mm厚に仕上げた。
次に焼鈍温度と焼鈍雰囲気を種々に変化させて脱炭焼
鈍を120秒間行った。その後脱炭焼鈍板の表面にMgO:100
部に対しTiO2:10部を加えた焼鈍分離剤を塗布してか
ら、75％H2−25％N2の雰囲気中において20℃/hの速度で
1200℃まで昇温する二次再結晶焼鈍を施し、ついでH2雰
囲気に切換えてから1200℃で純化焼鈍を行った。
鈍を120秒間行った。その後脱炭焼鈍板の表面にMgO:100
部に対しTiO2:10部を加えた焼鈍分離剤を塗布してか
ら、75％H2−25％N2の雰囲気中において20℃/hの速度で
1200℃まで昇温する二次再結晶焼鈍を施し、ついでH2雰
囲気に切換えてから1200℃で純化焼鈍を行った。
第１表に、最終冷延前における脱Ｃ量ならびに製品の
磁気特性および被膜の最小はく離径について調べた結果
を示す。
磁気特性および被膜の最小はく離径について調べた結果
を示す。
実施例２ 第２表に示す種々の成分組成になるけい素鋼スラブ
を、1420℃でスラブ加熱後、熱間圧延を施して板厚2.3m
mの熱延板とした。ついで１回目の冷間圧延で1.5mmの中
間板厚としたのち、脱炭性雰囲気（H2:50％,N2:50％,d.
p.30℃）で1100℃、90秒の中間焼鈍を施し、焼鈍後急冷
した。しかるのち２回目の冷間圧延で0.60mm厚まで冷延
し、300℃、２分間のパス間時効後、最終冷延によって
0.22mm厚に仕上げた。
を、1420℃でスラブ加熱後、熱間圧延を施して板厚2.3m
mの熱延板とした。ついで１回目の冷間圧延で1.5mmの中
間板厚としたのち、脱炭性雰囲気（H2:50％,N2:50％,d.
p.30℃）で1100℃、90秒の中間焼鈍を施し、焼鈍後急冷
した。しかるのち２回目の冷間圧延で0.60mm厚まで冷延
し、300℃、２分間のパス間時効後、最終冷延によって
0.22mm厚に仕上げた。
ついで焼鈍温度:880℃、焼鈍雰囲気の酸化度Ｐ（H
2O）/P（H2）＝0.24の条件下に120秒間の脱炭焼鈍を行
った。その後脱炭焼鈍板の表面にMgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布してから、75％H2−25％N2の雰囲気中に
おいて20℃/hの速度で1200℃まで昇温する二次再結晶焼
鈍を施し、ついでH2雰囲気に切換えてから1200℃で純化
焼鈍を行った。
2O）/P（H2）＝0.24の条件下に120秒間の脱炭焼鈍を行
った。その後脱炭焼鈍板の表面にMgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布してから、75％H2−25％N2の雰囲気中に
おいて20℃/hの速度で1200℃まで昇温する二次再結晶焼
鈍を施し、ついでH2雰囲気に切換えてから1200℃で純化
焼鈍を行った。
第２表に、最終冷延前における脱Ｃ量ならびに製品の
磁気特性および被膜の最小はく離径について調べた結果
を示す。
磁気特性および被膜の最小はく離径について調べた結果
を示す。
（発明の効果） かくしてこの発明によれば、表面脱炭による集合組織
改善効果を脱炭焼鈍後の残留Ｃの効果により飛躍的に増
大させることができ、もって磁気特性および被膜特性と
もに良好な方向性けい素鋼を安定して得ることができ
る。
改善効果を脱炭焼鈍後の残留Ｃの効果により飛躍的に増
大させることができ、もって磁気特性および被膜特性と
もに良好な方向性けい素鋼を安定して得ることができ
る。
第１図は、最終冷延前までの脱炭量が0.014％であると
き、脱炭焼鈍における焼鈍温度および焼鈍雰囲気の酸化
度Ｐ（H2O）/P（H2）が磁束密度および被膜密着性に及
ぼす影響を示したグラフ、 第２図は、最終冷延前までの脱炭量が0.003％であると
き、脱炭焼鈍における焼鈍温度および焼鈍雰囲気の酸化
度Ｐ（H2O）/P（H2）が磁束密度および被膜密着性に及
ぼす影響を示したグラフである。
き、脱炭焼鈍における焼鈍温度および焼鈍雰囲気の酸化
度Ｐ（H2O）/P（H2）が磁束密度および被膜密着性に及
ぼす影響を示したグラフ、 第２図は、最終冷延前までの脱炭量が0.003％であると
き、脱炭焼鈍における焼鈍温度および焼鈍雰囲気の酸化
度Ｐ（H2O）/P（H2）が磁束密度および被膜密着性に及
ぼす影響を示したグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】C:0.040〜0.080wt％、 Si:2.0〜4.0wt％、 solAl:0.01〜0.04wt％、 N:0.0040〜0.0120wt％、 Mn:0.03〜0.12wt％、 Se:0.01〜0.05wt％および Sb:0.01〜0.20wt％ を含む組成にな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
板厚としたのち、脱炭焼鈍を施し、ついで鋼板表面に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
晶焼鈍および純化焼鈍を施す一連の工程によって方向性
けい素鋼板を製造するに当たり、 熱間圧延後、最終冷延前までの間に、鋼中Ｃを0.005〜
0.030wt％脱炭すると共に、その後の脱炭焼鈍を焼鈍温
度:850〜950℃、雰囲気のＰ（H2O）/P（H2）:0.10〜0.3
0の条件下に行うことを特徴とする磁気特性および被膜
特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2095033A JP2735929B2 (ja) | 1990-04-12 | 1990-04-12 | 磁気特性および被膜特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2095033A JP2735929B2 (ja) | 1990-04-12 | 1990-04-12 | 磁気特性および被膜特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03294423A JPH03294423A (ja) | 1991-12-25 |
| JP2735929B2 true JP2735929B2 (ja) | 1998-04-02 |
Family
ID=14126776
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2095033A Expired - Lifetime JP2735929B2 (ja) | 1990-04-12 | 1990-04-12 | 磁気特性および被膜特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2735929B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0525467B1 (en) * | 1991-07-10 | 1997-03-26 | Nippon Steel Corporation | Grain oriented silicon steel sheet having excellent primary glass film properties |
-
1990
- 1990-04-12 JP JP2095033A patent/JP2735929B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03294423A (ja) | 1991-12-25 |
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