JP2883224B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、磁気特性の優れた一
方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】方向性けい素鋼板は、周知のように変圧
器その他の電気機器の鉄心材料として使用され、板面に
｛110 ｝面、圧延方向に＜001 ＞軸が揃った２次再結晶
粒によって構成される。このような結晶方位の２次再結
晶粒を発達させるためには、インヒビターと呼ばれる微
細なMnＳ、MnSe及びAlＮのような析出物を鋼中に均一微
細に分散させ、最終の高温仕上げ焼鈍中に他の方位の結
晶粒の成長を効果的に抑制することが必要であり、かよ
うなインヒビター分散形態の制御は通常、熱間圧延に先
立つスラブ加熱中にこれらの析出物を一旦固溶させ、そ
の後熱延時に適切な冷却履歴を採ることにより行われ
る。このように熱間圧延の重要な役割の一つは、鋼中に
固溶しているインヒビター成分をインヒビターとして機
能する適正なサイズに析出させることである。
器その他の電気機器の鉄心材料として使用され、板面に
｛110 ｝面、圧延方向に＜001 ＞軸が揃った２次再結晶
粒によって構成される。このような結晶方位の２次再結
晶粒を発達させるためには、インヒビターと呼ばれる微
細なMnＳ、MnSe及びAlＮのような析出物を鋼中に均一微
細に分散させ、最終の高温仕上げ焼鈍中に他の方位の結
晶粒の成長を効果的に抑制することが必要であり、かよ
うなインヒビター分散形態の制御は通常、熱間圧延に先
立つスラブ加熱中にこれらの析出物を一旦固溶させ、そ
の後熱延時に適切な冷却履歴を採ることにより行われ
る。このように熱間圧延の重要な役割の一つは、鋼中に
固溶しているインヒビター成分をインヒビターとして機
能する適正なサイズに析出させることである。
【０００３】例えば特公昭53-39852号公報では、1200℃
以下、 850℃以上の温度範囲に60〜360 秒間保持するこ
とにより、MnSeの適正な分散相が得られることが開示さ
れている。しかしながらこの方法では、インヒビターは
かなりの頻度で不均一かつ粗大に析出し、とくに1100℃
付近で長時間保持された場合にはインヒビターは非常に
粗大化することが経験されている。従ってこの方法で
は、インヒビターの抑制力が低下し、完全な２次再結晶
組織を得ることは難しい。
以下、 850℃以上の温度範囲に60〜360 秒間保持するこ
とにより、MnSeの適正な分散相が得られることが開示さ
れている。しかしながらこの方法では、インヒビターは
かなりの頻度で不均一かつ粗大に析出し、とくに1100℃
付近で長時間保持された場合にはインヒビターは非常に
粗大化することが経験されている。従ってこの方法で
は、インヒビターの抑制力が低下し、完全な２次再結晶
組織を得ることは難しい。
【０００４】また特公昭58-13606号公報には、 950〜12
00℃の間を圧下率：10％以上で連続して熱間圧延しつ
つ、３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する方法が示されて
いる。この方法では、インヒビターが微細に析出する箇
所もあるが、結晶粒によっては粗大あるいは不均一にイ
ンヒビターが析出し、特に板厚方向の分散が不均一にな
り易い。この原因として、高温変形に特有の歪の不均一
性が挙げられる。このように従来の方法では、インヒビ
ターを完全に均一微細に分散析出させることができない
ため、最終焼鈍時において、２次再結晶開始前まで１次
粒の正常成長を効果的に抑制することができず、その結
果、完全な２次再結晶組織は得られなかったのである。
00℃の間を圧下率：10％以上で連続して熱間圧延しつ
つ、３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する方法が示されて
いる。この方法では、インヒビターが微細に析出する箇
所もあるが、結晶粒によっては粗大あるいは不均一にイ
ンヒビターが析出し、特に板厚方向の分散が不均一にな
り易い。この原因として、高温変形に特有の歪の不均一
性が挙げられる。このように従来の方法では、インヒビ
ターを完全に均一微細に分散析出させることができない
ため、最終焼鈍時において、２次再結晶開始前まで１次
粒の正常成長を効果的に抑制することができず、その結
果、完全な２次再結晶組織は得られなかったのである。
【０００５】上記の問題の解決策として、発明者らは先
に、特願平１−120337号明細書において、熱間仕上げ圧
延時に 950〜850 ℃の温度範囲で40％以上の圧下を行
い、かつその温度範囲に３〜20秒滞留させる方法を提案
した。しかしながらこの方法でインヒビターを制御した
場合、板厚方向に均一にインヒビターを分散析出させる
ことはできるけれども、二次再結晶焼鈍中にゴス方位が
成長するのに時間がかかるため、インヒビターの分解が
始まりだして、方位の良くない粒が成長してしまう場合
があった。
に、特願平１−120337号明細書において、熱間仕上げ圧
延時に 950〜850 ℃の温度範囲で40％以上の圧下を行
い、かつその温度範囲に３〜20秒滞留させる方法を提案
した。しかしながらこの方法でインヒビターを制御した
場合、板厚方向に均一にインヒビターを分散析出させる
ことはできるけれども、二次再結晶焼鈍中にゴス方位が
成長するのに時間がかかるため、インヒビターの分解が
始まりだして、方位の良くない粒が成長してしまう場合
があった。
【０００６】その他にも、ゴス方位粒が多く存在する、
板表面から板厚の１／５深さまでの層（以下板厚１／５
層という）から２／５層付近のインヒビターサイズだけ
を大きくすることにより、ゴス方位粒を成長し易くする
ことが可能と考えられているが、これを従来の方法で実
現することは極めて困難であった。
板表面から板厚の１／５深さまでの層（以下板厚１／５
層という）から２／５層付近のインヒビターサイズだけ
を大きくすることにより、ゴス方位粒を成長し易くする
ことが可能と考えられているが、これを従来の方法で実
現することは極めて困難であった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上述した
実情に鑑み開発されたもので、２次再結晶をより一層完
全ならしめ、優れた磁気特性を持つ一方向性電磁鋼板を
極めて安定して製造することができる方法を提案するこ
とを、目的とする。
実情に鑑み開発されたもので、２次再結晶をより一層完
全ならしめ、優れた磁気特性を持つ一方向性電磁鋼板を
極めて安定して製造することができる方法を提案するこ
とを、目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】すなわちこの発明は、含
けい素鋼スラブを、加熱した後、熱間圧延し、ついで１
回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板
厚としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、ついで鋼
板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、仕上げ焼鈍を施す
一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造するに際
し、上記スラブを1400℃以上に加熱した後、上記熱間圧
延工程の粗圧延段階において、まず圧延材の中心部から
板厚の２／５層までの温度を1350℃以上に保った状態で
20〜50％の圧下を加え、さらに粗圧延最終時に中心部か
ら板厚２／５層までの温度が1250℃以上でかつ表面から
板厚１／５層までの温度が1200℃以下の状態で10〜50％
の圧下を加えることからなる磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法である。
けい素鋼スラブを、加熱した後、熱間圧延し、ついで１
回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板
厚としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、ついで鋼
板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、仕上げ焼鈍を施す
一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造するに際
し、上記スラブを1400℃以上に加熱した後、上記熱間圧
延工程の粗圧延段階において、まず圧延材の中心部から
板厚の２／５層までの温度を1350℃以上に保った状態で
20〜50％の圧下を加え、さらに粗圧延最終時に中心部か
ら板厚２／５層までの温度が1250℃以上でかつ表面から
板厚１／５層までの温度が1200℃以下の状態で10〜50％
の圧下を加えることからなる磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法である。
【０００９】以下、この発明の解明経緯及び基礎になっ
た実験結果について説明する。さて発明者らは、実験に
先立ち、粗圧延終了直後のシートバーを水冷し、幅方向
の断面を光学顕微鏡と電子顕微鏡を用いて観察した。光
学顕微鏡で観察した結果、ほとんど再結晶しているもの
の、所々に未再結晶の延伸粒が存在することが判明し
た。また電子顕微鏡を用いて、この延伸粒と再結晶して
いる組織とでインヒビターの析出状態を調査した結果、
再結晶している組織ではインヒビターがほとんど観察さ
れなかったのに対して、延伸粒中には、粗大に析出した
インヒビターが散見された。
た実験結果について説明する。さて発明者らは、実験に
先立ち、粗圧延終了直後のシートバーを水冷し、幅方向
の断面を光学顕微鏡と電子顕微鏡を用いて観察した。光
学顕微鏡で観察した結果、ほとんど再結晶しているもの
の、所々に未再結晶の延伸粒が存在することが判明し
た。また電子顕微鏡を用いて、この延伸粒と再結晶して
いる組織とでインヒビターの析出状態を調査した結果、
再結晶している組織ではインヒビターがほとんど観察さ
れなかったのに対して、延伸粒中には、粗大に析出した
インヒビターが散見された。
【００１０】この理由は、粗圧延中に再結晶した粒内で
は、転位がほとんどなく、このため転位をサイトにして
析出すると考えられるインヒビターは、再結晶粒内では
析出サイトが少ないために析出が非常に遅くなるものと
考えられる。従って、仕上げ圧延で新たに歪が付加され
るまでは析出が抑制される。なお仕上げ圧延で歪を加え
るときは、板の温度が低いため析出物は非常に細かくな
る。これらの微細析出物は、最終の高温仕上げ焼鈍中に
他の方位の結晶粒の成長を効果的に抑制することができ
る。一方、未再結晶粒の場合は、粒内に転位が非常にた
くさん導入されているので、この上にインヒビターが析
出する。そしてかような粗圧延直後すなわち高温の状態
でインヒビターが析出を開始した場合、インヒビター成
分の拡散速度が非常に速いために、インヒビターは短時
間のうちに成長する。このようにして粗大に成長したイ
ンヒビターの正常粒成長に対する抑制力は、微細インヒ
ビターと比べると幾分弱い。
は、転位がほとんどなく、このため転位をサイトにして
析出すると考えられるインヒビターは、再結晶粒内では
析出サイトが少ないために析出が非常に遅くなるものと
考えられる。従って、仕上げ圧延で新たに歪が付加され
るまでは析出が抑制される。なお仕上げ圧延で歪を加え
るときは、板の温度が低いため析出物は非常に細かくな
る。これらの微細析出物は、最終の高温仕上げ焼鈍中に
他の方位の結晶粒の成長を効果的に抑制することができ
る。一方、未再結晶粒の場合は、粒内に転位が非常にた
くさん導入されているので、この上にインヒビターが析
出する。そしてかような粗圧延直後すなわち高温の状態
でインヒビターが析出を開始した場合、インヒビター成
分の拡散速度が非常に速いために、インヒビターは短時
間のうちに成長する。このようにして粗大に成長したイ
ンヒビターの正常粒成長に対する抑制力は、微細インヒ
ビターと比べると幾分弱い。
【００１１】従って、シートバーの板厚方向で再結晶領
域と未再結晶領域を適切に制御することにより、板厚方
向（板厚１／５層〜２／５層）のインヒビターの分散状
態を制御することができると考えられる。そこで発明者
らは、ゴス方位粒の存在頻度の高い領域についてのみイ
ンヒビターの析出サイズを変えることに思い到った。
域と未再結晶領域を適切に制御することにより、板厚方
向（板厚１／５層〜２／５層）のインヒビターの分散状
態を制御することができると考えられる。そこで発明者
らは、ゴス方位粒の存在頻度の高い領域についてのみイ
ンヒビターの析出サイズを変えることに思い到った。
【００１２】すなわちａ) 図１に示したように、発明者
らがすでに特開平１−250638号公報で開示した、高温の
方が再結晶が進むという現象を利用すれば、粗圧延の初
期に圧延温度の高い圧延材の内部を再結晶させることが
でき、ｂ) また、粗圧延の最終パス直前で表面層の温度
を下げγ層を析出させた後圧延を行って、γ層の析出に
よる再結晶促進を行えば、表面層を再結晶させることが
でき、ｃ) 他方、板厚の１／５層から２／５層までの間
には未再結晶粒が残る、ので、これによりゴス方位が確
率的に多く存在する１／５層から２／５層の領域のイン
ヒビターの抑制力を他の領域より弱くすることが可能で
ある。このように板厚１／５層〜２／５層領域のインヒ
ビターの抑制力を弱くする（インヒビターを粗大化させ
る）ことができれば、最終焼鈍時にゴス方位を優先的に
２次再結晶させることができ、ひいては磁気特性の向上
が望み得るわけである。
らがすでに特開平１−250638号公報で開示した、高温の
方が再結晶が進むという現象を利用すれば、粗圧延の初
期に圧延温度の高い圧延材の内部を再結晶させることが
でき、ｂ) また、粗圧延の最終パス直前で表面層の温度
を下げγ層を析出させた後圧延を行って、γ層の析出に
よる再結晶促進を行えば、表面層を再結晶させることが
でき、ｃ) 他方、板厚の１／５層から２／５層までの間
には未再結晶粒が残る、ので、これによりゴス方位が確
率的に多く存在する１／５層から２／５層の領域のイン
ヒビターの抑制力を他の領域より弱くすることが可能で
ある。このように板厚１／５層〜２／５層領域のインヒ
ビターの抑制力を弱くする（インヒビターを粗大化させ
る）ことができれば、最終焼鈍時にゴス方位を優先的に
２次再結晶させることができ、ひいては磁気特性の向上
が望み得るわけである。
【００１３】次に、発明者らがこの発明を由来するに至
った実験について説明する。Ｃ：0.045 ％, Si：3.4
％, Mn：0.064 ％及びSe：0.024 ％を含有するけい素鋼
スラブを、誘導加熱炉で1430℃, 25分間の均一加熱を施
したのち、炉外に抽出した。まずスラブの板厚方向に温
度差をつけるために両面を積極的に水冷した。このとき
水冷の程度を変え、中心温度の程度を変化させた。つい
で圧延した後、さらに表面を水冷し、もう１度さらに圧
下を加えた。その後通常の仕上げ圧延をし、熱延コイル
に仕上げた。その後各コイルの一部については、最終焼
鈍までの工程を実施した。
った実験について説明する。Ｃ：0.045 ％, Si：3.4
％, Mn：0.064 ％及びSe：0.024 ％を含有するけい素鋼
スラブを、誘導加熱炉で1430℃, 25分間の均一加熱を施
したのち、炉外に抽出した。まずスラブの板厚方向に温
度差をつけるために両面を積極的に水冷した。このとき
水冷の程度を変え、中心温度の程度を変化させた。つい
で圧延した後、さらに表面を水冷し、もう１度さらに圧
下を加えた。その後通常の仕上げ圧延をし、熱延コイル
に仕上げた。その後各コイルの一部については、最終焼
鈍までの工程を実施した。
【００１４】上記の実験における、粗第１パス及び粗最
終パス段階での中心部〜２／５層の温度、表層〜１／５
層の温度及び圧下率と、表層〜１／５層、１／５層〜２
／５層及び２／５層〜中心層の再結晶率と、最終製品の
鉄損値について調べた結果を表１にまとめて示す。なお
温度は、最初スラブ中心に熱電対をつけて実測し、その
後は熱計算で正確な値を算出した。
終パス段階での中心部〜２／５層の温度、表層〜１／５
層の温度及び圧下率と、表層〜１／５層、１／５層〜２
／５層及び２／５層〜中心層の再結晶率と、最終製品の
鉄損値について調べた結果を表１にまとめて示す。なお
温度は、最初スラブ中心に熱電対をつけて実測し、その
後は熱計算で正確な値を算出した。
【００１５】
【表１】
【００１６】同表に示した結果から明らかなように、粗
圧延中、少なくとも２／５層から中心部までの温度が13
50℃以上の状態で20％以上、50％以下の圧下を加え、さ
らに粗最終圧延時に２／５層から中心部までの温度を12
50℃以上に保ったまま、かつ表面層から１／５層までの
温度が1200℃以下の条件下で10％以上、50％以下の圧下
を加えることにより、仕上げ圧延時のシートバーの粒径
を表面から１／５層までを平均粒径３mm以下の再結晶粒
を90％以上にし、また１／５層から２／５層までに30％
以上の未再結晶粒を存在させ、さらに２／５層より中心
部に平均粒径３mm以下の再結晶粒を90％以上とすること
ができ、これらの条件を満たす場合に、とりわけ良好な
磁気特性が得られることが判明した。
圧延中、少なくとも２／５層から中心部までの温度が13
50℃以上の状態で20％以上、50％以下の圧下を加え、さ
らに粗最終圧延時に２／５層から中心部までの温度を12
50℃以上に保ったまま、かつ表面層から１／５層までの
温度が1200℃以下の条件下で10％以上、50％以下の圧下
を加えることにより、仕上げ圧延時のシートバーの粒径
を表面から１／５層までを平均粒径３mm以下の再結晶粒
を90％以上にし、また１／５層から２／５層までに30％
以上の未再結晶粒を存在させ、さらに２／５層より中心
部に平均粒径３mm以下の再結晶粒を90％以上とすること
ができ、これらの条件を満たす場合に、とりわけ良好な
磁気特性が得られることが判明した。
【００１７】図２に、良好な磁気特性が得られたときの
シートバーの断面組織を、また図３には、この場合の仕
上げ焼鈍前におけるインヒビターの分布状態を示す。図
２より明らかなように、この発明に従って粗圧延を行っ
た場合には、板厚の１／５層から２／５層にのみ未再結
晶粒が存在し、かかる領域におけるインヒビターの平均
粒径は図３に示されるように他の領域に比べて粗大化し
ている。
シートバーの断面組織を、また図３には、この場合の仕
上げ焼鈍前におけるインヒビターの分布状態を示す。図
２より明らかなように、この発明に従って粗圧延を行っ
た場合には、板厚の１／５層から２／５層にのみ未再結
晶粒が存在し、かかる領域におけるインヒビターの平均
粒径は図３に示されるように他の領域に比べて粗大化し
ている。
【００１８】なおスラブ加熱に際しては、スラブの粒径
をさほど大きくすることなしに、内部温度を急速に上昇
させることが好ましいので、加熱炉としては誘導加熱炉
の使用が望ましい。また圧下率の上、下限はそれぞれ、
上限を超える圧下では再結晶が進みすぎ未再結晶粒が少
なくなりすぎること、一方下限を下回ると再結晶粒が少
なくなりすぎることを考慮して定めれば良い。
をさほど大きくすることなしに、内部温度を急速に上昇
させることが好ましいので、加熱炉としては誘導加熱炉
の使用が望ましい。また圧下率の上、下限はそれぞれ、
上限を超える圧下では再結晶が進みすぎ未再結晶粒が少
なくなりすぎること、一方下限を下回ると再結晶粒が少
なくなりすぎることを考慮して定めれば良い。
【００１９】
【作用】この発明の素材である含けい素鋼としては、従
来公知の成分組成のものいずれもが適合するが、代表組
成を掲げると次のとおりである。 Ｃ：0.010 〜0.10wt％（以下単に％で示す） Ｃは、熱間圧延中に（α＋γ）域を通過させることによ
って熱延組織の改善を図ることを意図したもので、その
好適範囲が上記の範囲である。
来公知の成分組成のものいずれもが適合するが、代表組
成を掲げると次のとおりである。 Ｃ：0.010 〜0.10wt％（以下単に％で示す） Ｃは、熱間圧延中に（α＋γ）域を通過させることによ
って熱延組織の改善を図ることを意図したもので、その
好適範囲が上記の範囲である。
【００２０】Si：2.5 〜4.5 ％ Siは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効であるが、
4.5％を上回ると冷延性が損なわれ、一方 2.5％を下回
ると鉄損低減効果が弱まるので、 2.5〜4.0 ％の範囲で
含有させることが好ましい。
4.5％を上回ると冷延性が損なわれ、一方 2.5％を下回
ると鉄損低減効果が弱まるので、 2.5〜4.0 ％の範囲で
含有させることが好ましい。
【００２１】Mn：0.02〜0.12％ Mnは、熱間脆性による割れを生じない下限の量として少
なくとも0.02％を必要とする。また上限は、MnSeの解離
固溶温度を高めず、またスラブ抽出から粗圧延に至る時
間規制の過程でインヒビターの粗大化を起こさせない観
点から、0.12％程度に制限することが好ましい。
なくとも0.02％を必要とする。また上限は、MnSeの解離
固溶温度を高めず、またスラブ抽出から粗圧延に至る時
間規制の過程でインヒビターの粗大化を起こさせない観
点から、0.12％程度に制限することが好ましい。
【００２２】インヒビターとしては, いわゆるMnＳ，Mn
Se系とALＮ系とがある。MnＳ, MnSe系を使用する場合
は、Se、Ｓのうちから選ばれる少なくとも１種：0.005
〜0.06％Se、Ｓはいずれも、方向性けい素鋼板の２次再
結晶を制御するインヒビターとして有力な元素である。
抑制力確保の観点からは、少なくとも 0.005％程度を必
要とするが、0.06％を超えるとその効果が損なわれるの
で、0.005 〜0.06％の範囲で含有させることが好まし
い。
Se系とALＮ系とがある。MnＳ, MnSe系を使用する場合
は、Se、Ｓのうちから選ばれる少なくとも１種：0.005
〜0.06％Se、Ｓはいずれも、方向性けい素鋼板の２次再
結晶を制御するインヒビターとして有力な元素である。
抑制力確保の観点からは、少なくとも 0.005％程度を必
要とするが、0.06％を超えるとその効果が損なわれるの
で、0.005 〜0.06％の範囲で含有させることが好まし
い。
【００２３】AlＮ系をインヒビターとして用いる場合
は、Al：0.005 〜0.10％、Ｎ：0.04〜0.015 ％ Al及びＮの範囲についても、上述したMnＳ, MnSe系の場
合と同様な理由で上記の範囲に定めた。ここに上記した
MnＳ, MnSe系とALＮ系の併用は可能である。
は、Al：0.005 〜0.10％、Ｎ：0.04〜0.015 ％ Al及びＮの範囲についても、上述したMnＳ, MnSe系の場
合と同様な理由で上記の範囲に定めた。ここに上記した
MnＳ, MnSe系とALＮ系の併用は可能である。
【００２４】インヒビター成分としては、上記したＳ，
Se、Alの他、Cu, Sn, Cr, Ge, Sb,Mo, Te, Bi及びＰ等
も有利に適合するので、それぞれ少量併せて含有させる
こともできる。ここに上記成分の好適添加範囲はそれぞ
れ、Cu, Sn, Cr：0.01〜0.15％、Ge, Sb, Mo, Te, Bi：
0.005 〜0.1 ％、Ｐ：0.01〜0.2 ％であり、これらの各
インヒビター成分についても、単独使用及び複合使用い
ずれもが可能である。
Se、Alの他、Cu, Sn, Cr, Ge, Sb,Mo, Te, Bi及びＰ等
も有利に適合するので、それぞれ少量併せて含有させる
こともできる。ここに上記成分の好適添加範囲はそれぞ
れ、Cu, Sn, Cr：0.01〜0.15％、Ge, Sb, Mo, Te, Bi：
0.005 〜0.1 ％、Ｐ：0.01〜0.2 ％であり、これらの各
インヒビター成分についても、単独使用及び複合使用い
ずれもが可能である。
【００２５】
【実施例】実施例１ Ｃ：0.039 ％, Si：3.30％, Mn：0.072 ％, Se：0.020
％, Sb：0.018 ％及びCu：0.06％を含有し、残部実質的
にFeよりなる連鋳スラブを、ガス加熱炉に装入し、N2雰
囲気中で均熱保持し、ついで誘導加熱炉に装入し、平均
温度を1410℃とした後、炉から抽出した。その後粗圧延
を行った。このときの圧延条件を表２に示す。粗圧延終
了後、40mm厚のシートバーとしたのち、仕上げタンデム
ミルで 2.7mm厚の熱延鋼板とし、ついで酸洗後、１次冷
延、中間焼鈍、２次冷延で0.27mmの製品厚に仕上げた。
その後、脱炭焼鈍を施したのち、 MgOを主成分とする焼
鈍分離材を塗布してから、２次再結晶及び純化を目的す
とる仕上げ焼鈍工程を施して最終製品とした。かくして
得られた製品の磁気特性について調べた結果を、表２に
併記する。
％, Sb：0.018 ％及びCu：0.06％を含有し、残部実質的
にFeよりなる連鋳スラブを、ガス加熱炉に装入し、N2雰
囲気中で均熱保持し、ついで誘導加熱炉に装入し、平均
温度を1410℃とした後、炉から抽出した。その後粗圧延
を行った。このときの圧延条件を表２に示す。粗圧延終
了後、40mm厚のシートバーとしたのち、仕上げタンデム
ミルで 2.7mm厚の熱延鋼板とし、ついで酸洗後、１次冷
延、中間焼鈍、２次冷延で0.27mmの製品厚に仕上げた。
その後、脱炭焼鈍を施したのち、 MgOを主成分とする焼
鈍分離材を塗布してから、２次再結晶及び純化を目的す
とる仕上げ焼鈍工程を施して最終製品とした。かくして
得られた製品の磁気特性について調べた結果を、表２に
併記する。
【００２６】
【表２】
【００２７】同表から明らかなように、この発明に従っ
て粗圧延を行ったものは、従来法に比べて磁気特性が向
上している。
て粗圧延を行ったものは、従来法に比べて磁気特性が向
上している。
【００２８】実施例２ Ｃ：0.060 ％, Si：3.10％, Mn：0.072 ％, Se：0.019
％, Sb：0.023 ％, Al：0.026 ％, Ｎ：0.0090％及びC
u：0.06％を含有し、残部実質的にFeよりなる連鋳スラ
ブを、直ちにガス加熱炉に装入し、N2雰囲気中で均熱保
持したのち、誘導加熱炉に装入し、平均温度を1420℃と
した後、炉から抽出した。その後すぐに粗圧延に供し
た。粗圧延の条件は表３に示すとおりである。粗圧延終
了後、50mm厚のシートバーとしたのち、仕上げタンデム
ミルで 2.2mm厚の熱延鋼板とし、ついで酸洗後、１次冷
延、1100℃, 60ｓの中間焼鈍、２次冷延で0.23mmの製品
厚に仕上げた。このとき２次冷延の圧下率は85％とし、
その間に 300℃, ２分間の時効処理を２回施した。その
後、脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布してから、２次再結晶及び純化を目的とする
仕上げ焼鈍工程を経て最終製品とした。かくして得られ
た製品の磁気特性について調べた結果を、表３に併記す
る。
％, Sb：0.023 ％, Al：0.026 ％, Ｎ：0.0090％及びC
u：0.06％を含有し、残部実質的にFeよりなる連鋳スラ
ブを、直ちにガス加熱炉に装入し、N2雰囲気中で均熱保
持したのち、誘導加熱炉に装入し、平均温度を1420℃と
した後、炉から抽出した。その後すぐに粗圧延に供し
た。粗圧延の条件は表３に示すとおりである。粗圧延終
了後、50mm厚のシートバーとしたのち、仕上げタンデム
ミルで 2.2mm厚の熱延鋼板とし、ついで酸洗後、１次冷
延、1100℃, 60ｓの中間焼鈍、２次冷延で0.23mmの製品
厚に仕上げた。このとき２次冷延の圧下率は85％とし、
その間に 300℃, ２分間の時効処理を２回施した。その
後、脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布してから、２次再結晶及び純化を目的とする
仕上げ焼鈍工程を経て最終製品とした。かくして得られ
た製品の磁気特性について調べた結果を、表３に併記す
る。
【００２９】
【表３】
【００３０】同表から明らかなように、この発明に従っ
て粗圧延を行ったものは、従来法に比べて磁気特性が向
上している。
て粗圧延を行ったものは、従来法に比べて磁気特性が向
上している。
【００３１】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、優れた磁気
特性を有する方向性けい素鋼板を極めて安定に製造する
ことができる。
特性を有する方向性けい素鋼板を極めて安定に製造する
ことができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】再結晶率に及ぼす圧延温度と圧下率との影響を
示したグラフである。
示したグラフである。
【図２】良好な磁気特性が得られたときのシートバーの
断面組織図である。
断面組織図である。
【図３】良好な磁気特性が得られた材料の仕上げ焼鈍前
におけるインヒビターの分布状態を示したグラフであ
る。
におけるインヒビターの分布状態を示したグラフであ
る。
フロントページの続き (72)発明者 小原 隆史 千葉県千葉市川崎町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 平３−10020（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−115527（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/12
Claims (1)
- 【請求項１】 含けい素鋼スラブを、加熱した後、熱間
圧延し、ついで１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧
延を施して最終板厚としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍
を施し、ついで鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、
仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板
を製造するに際し、上記スラブを1400℃以上に加熱した
後、上記熱間圧延工程の粗圧延段階において、まず圧延
材の中心部から板厚の２／５層までの温度を1350℃以上
に保った状態で20〜50％の圧下を加え、さらに粗圧延最
終時に中心部から板厚２／５層までの温度が1250℃以上
でかつ表面から板厚１／５層までの温度が1200℃以下の
状態で10〜50％の圧下を加えることを特徴とする磁気特
性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3163391A JP2883224B2 (ja) | 1991-06-10 | 1991-06-10 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3163391A JP2883224B2 (ja) | 1991-06-10 | 1991-06-10 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04362137A JPH04362137A (ja) | 1992-12-15 |
| JP2883224B2 true JP2883224B2 (ja) | 1999-04-19 |
Family
ID=15772999
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3163391A Expired - Fee Related JP2883224B2 (ja) | 1991-06-10 | 1991-06-10 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2883224B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6763179B2 (ja) * | 2016-04-01 | 2020-09-30 | 日本製鉄株式会社 | 一方向性電磁鋼板用熱延板およびその製造方法、ならびにその一方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-06-10 JP JP3163391A patent/JP2883224B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04362137A (ja) | 1992-12-15 |
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