JP2883226B2 - 磁気特性の極めて優れた薄方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、鉄損特性の優れた高
磁束密度方向性けい素鋼板及びその製造方法に関し、特
に0.25 mm 厚以下の薄鋼板における鉄損特性の有利な改
善を、磁束密度の低下を招くことなしに図ろうとするも
のである。

【０００２】

【従来の技術】方向性けい素鋼板は、主として変圧器そ
の他の電気機器の鉄心として利用され、その磁化特性が
優れていること、特に鉄損(W_17/50 で代表される）が低
いことが要求されている。このため、第一に鋼板中の２
次再結晶粒の＜００１＞方位を圧延方向に高度に揃える
ことが必要であり、第二に最終製品の鋼中に存在する不
純物や析出物をできるだけ減少させる必要がある。かか
る配慮の下に製造される方向性けい素鋼板は、今日まで
多くの改善努力によって、その鉄損値も年を追って改善
され、最近では板厚0.23mmの製品でＷ_17/50 値が0.90 W
/kg 以下の低鉄損のものが得られている。

【０００３】しかしながら、近年のエネルギー危機を境
にして、電力損失のより少ない電気機器を求める傾向が
一段と強まり、それらの鉄心材料として、さらに鉄損の
低い方向性けい素鋼板が要請されるようになっている。
そして方向性けい素鋼板の鉄損を下げる手法としては、
Si含有量を高める、製品板厚を薄くする、２次再結晶粒
を細かくする、不純物含有量を低減する、そして（１１
０）〔００１〕方位の２次再結晶粒をより高度に揃える
など、主に冶金学的方法が一般に知られている。

【０００４】上記手法のうち、Si含有量を高める方法
は、Si量が4.5wt ％（以下単に％で示す）を超えると冷
間圧延性が著しく損なわれることから、工業的な生産方
法としては適合しない。

【０００５】これに対して、製品板厚を薄くして優れた
特性を得る手法は、様々な提案がなされている。例え
ば、特開昭58−217630号及び同59−126722号各公報に
は、AlNをインヒビターとする方向性けい素鋼板におい
て、成分中にSn, Cuを添加して0.15〜0.25mm厚の製品を
得る方法が開示されている。また特開昭62−167820号、
同62−167821号及び同62−167822号各公報には、MnSe,
MnS をインヒビターとする方向性けい素鋼板において、
２次再結晶後の平均粒径を１〜６mmの範囲として、0.15
〜0.25mm厚の製品を得る方法が開示されている。

【０００６】しかしながら、AlN を主要インヒビターと
する方向性けい素鋼板にSn及びCuを添加する前者の方法
は、磁束密度は比較的高い値が得られるものの、鉄損の
値は、例えば特開昭59−126722号公報の第５表によれ
ば、Ｗ_17/50 値で0.85〜0.90w/kgであり満足な値とは言
い難い。しかもAlN を主要インヒビターとする方向性け
い素鋼板の製造における、適正な最終冷延圧下率は80％
を超えるため、板厚を減少すると２次再結晶が不安定に
なり、鉄損の良好な製品を得る確率は急激に低下する不
利があった。

【０００７】一方、MnSe, MnS をインヒビターとする方
向性けい素鋼板の薄手化と結晶粒の微細化を目的とした
後者の方法は、AlN を主要インヒビターとする方向性け
い素鋼板と比較すると磁束密度の点では劣るが、結晶粒
の微細化の点で優るため、鉄損は、例えば特開昭62−16
7820号公報の第２表に示されているように Ｗ_17/50 値
で0.83〜0.88 w/kg とやや優れているが、鉄損値のレベ
ルは十分に満足する値とは言い難く、また低鉄損の材料
を安定して供給することが難しいところにも問題があっ
た。

【０００８】また低い鉄損を得るためには二次再結晶の
方位を（１１０）〔００１〕方位に高度に揃えることが
重要で、そのためには正常粒の成長を十分に抑制した上
で、二次再結晶を急激に行う必要がある。この抑制力を
強化する手法としては、鋼中にCuを添加することがよく
知られており、例えば特公昭48−17688 号公報には、Cu
を0.10〜0.30％添加し、MnTeを結晶粒界に移行させるこ
とによって抑制力を強化させる技術が開示されている。
このほか特開昭50−16726 号公報には、Cuを0.1 〜0.5
％添加して硫化マンガン銅をインヒビターとして利用す
ることにより、スラブ加熱におけるインヒビターの溶解
温度を低下させ、インヒビターの析出にかかわる熱延条
件の制限を緩和する技術が、特公昭54−32412 号公報に
は、CuまたはNiを 0.2〜1.0 ％含有させ圧下率と最終仕
上焼鈍を適正化することにより、磁束密度を向上させる
技術が、特開昭61−12822 号公報には、Cuを0.02〜0.20
％添加し、インヒビターとして(Cu, Mn)_1.8 Ｓを微細析
出させることによって抑制力を強化し、もって磁気特性
を向上させる技術が、及び特公昭54−32412 号公報に
は、方向性けい素鋼の素材中に、CuとSbを合わせて含有
させ、 800〜950 ℃で２次再結晶させることにより、極
めて高い磁束密度と良好な鉄損が得られることが、それ
ぞれ開示されている。

【０００９】このCuの鋼中添加による効果は、鋼中のイ
ンヒビター抑制力の強化作用によるもので、これは析出
するインヒビターの種類がCu_2-x Seへと変わることによ
り微細に分散・析出することに加えて、２次再結晶に通
常発生する、鋼板表層部における抑制力の劣化を抑制す
ることに起因する。この鋼板表層部における抑制力の劣
化は、実際の工場生産工程で最も問題となることであ
り、かかる劣化現象を回避して、表層の抑制力を維持で
きる点で、Cuの鋼中への添加は極めて効果的であった。

【００１０】この鋼板表層部における抑制力強化の必要
性は鋼板の板厚が薄い程高まり、さらにCu添加の作用を
補完して抑制力を高める手段としては、インヒビター元
素としてＳの替わりにSeを採用することや、Sbを鋼中に
添加することが知られている。すなわちSeを用いるとCu
Se系インヒビターが析出し、これらのインヒビターは、
鋼板表層部のインヒビターの分解に関し、CuS 系インヒ
ビヒターよりも安定であるので、鋼板表層での抑制力が
維持される。またSbを添加するとSbが鋼板表面に偏析し
たり、Cu_2-x Seの周囲に偏析してインヒビターであるCu
_2-x Seの分解がさらに抑制される。このように、インヒ
ビヒター元素としてＳの替わりにSeを用いること及びSb
を添加することは、Cu添加と同様に鋼板表層部の抑制力
の劣化を抑止するのに有効であるところから、工業的に
用いられてきた。

【００１１】しかしながら上記Cuの添加効果は、さらに
厳しい鉄損低減の要求に応えるために、板厚のより薄い
材料を製造するに従って低減するという問題が新たに生
じることが判明した。例えば特開昭61−159531号公報
に、Cuを0.04〜0.19％含有する鋼で、最終鋼板板厚が0.
225 mmと0.175 mmの実施例が記載されているが、磁束密
度及び鉄損は、それぞれＢ₁₀=1.87T(B₈ にして約1.85T)
及びＷ_17/50=0.94 w/kgと、Ｂ₁₀=1.88T(B₈ にして約1.8
6T)及びＷ_17/50=0.90 w/kg であり、鋼板の板厚を減少
した効果が十分に活用されていない。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】そこでこの発明は、特
に最終板厚が0.10〜0.25mmの鋼板においても良好な磁気
特性を得ることのできる、方向性けい素鋼板の有利な製
造方法について提案することを目的とする。

【００１３】

【課題を解決するための手段】さて発明者らは、鋼板板
厚が減少した際の鋼板表層部のインヒビターの状態を詳
細に観察した。すなわちSi：3.25％，Mn：0.07％，Cu：
0.2 ％，Se：0.02％，Sb：0.02％，残部実質的にFeの成
分組成になる熱間圧延鋼板の表層部に析出したインヒビ
ターを観察したところ、図１に示すように、極めて細か
いサイズのものと粗大なサイズのものとが混合した不均
一分布状態にあること、またその後に各種の熱処理及び
冷間圧延を経て最終板厚とした最終仕上焼鈍を施す段階
では、図１に示した細かいサイズのものさえも減少して
いること、がわかった。これは冷間圧延工程中に細かい
析出物が次第に粗い析出物に合体吸収されていったこと
を示しており、鋼板板厚が減少することによりオスワル
ド成長と呼ばれる現象が起こりやすくなることを意味し
ている。最終仕上焼鈍の前に、鋼板表層のインヒビター
のサイズが粗大化することは、鋼板表層の抑制力が低下
したことを意味しており、良好な磁気特性の製品を得る
ことはできない。

【００１４】そこで発明者らは、かかる問題の根源が熱
間圧延時に析出するインヒビターのうち、特に、鋼板表
層部に析出するインヒビターのサイズ分布にあるとの認
識に立ち、この分布を微細均一に揃えることが磁気特性
の向上に有効であるとの想定のもとに、熱間圧延に関す
る各種実験を行ったところ、熱間仕上圧延の入側温度及
び仕上圧延機のワークロールの表面温度、特に第１スタ
ンドのワークロールの被圧延材と接触する直前の表面温
度を規制すること、熱間仕上圧延のトータル圧下率を規
制すること、そして中間焼鈍の温度と時間を規制するこ
と、が問題の解決に極めて有効であることを見出し、こ
の発明を完成させるに至った。

【００１５】すなわちこの発明は、インヒビター形成成
分としてCu, Se及びSbを含有する含けい素鋼スラブを熱
間圧延して熱延板とし、次いで中間焼鈍を挟む２回以上
の冷間圧延を、最終冷間圧延の圧下率：50〜80％で施し
て、最終板厚0.10〜0.25 mmの冷延板とし、次いで脱炭
・１次再結晶焼鈍を施したのち最終仕上焼鈍を施す一連
の工程によって薄方向性けい素鋼板を製造するに当た
り、(a) 熱間仕上圧延の入側温度を1000〜1150℃とする
こと、(b) 仕上圧延機の第１スタンドのワークロールに
おける被圧延材と接触直前の表面温度を 100℃以下とす
ること、(c) 熱間仕上圧延の全圧下率を93〜97％とする
こと及び(d) 中間焼鈍を 900〜1050℃の温度で50秒間以
内で行うことを特徴とする磁気特性の極めて優れた薄方
向性けい素鋼板の製造方法である。

【００１６】また実施に当たり、熱間仕上圧延の第１パ
スの圧下率を40％以上とすることが有利に適合する。

【００１７】

【作用】さてこの発明で出発材とする含けい素鋼スラズ
は、連続鋳造法または造塊−分塊圧延法によって得られ
た方向性けい素鋼用のスラブを対象とするが、連続鋳造
された後に、分塊再圧されたスラブも対象に含まれるこ
とはいうまでもない。

【００１８】またスラブの成分組成は次の範囲が好適で
ある。 Ｃ：0.01〜0.10％ Ｃは、熱間圧延及び冷間圧延中の組織の均一微細化のみ
ならず、ゴス方位の発達に有用な成分であり、少なくと
も0.01％以上の含有が好ましい。しかしながら0.10％を
超えての含有はかえってゴス方位に乱れが生じるので上
限は0.10％程度が好ましい。 Si : 2.0〜4.5 ％ Siは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に大きく寄与する
が、4.5 ％を上まわると冷間圧延性が損なわれ、一方2.
0 ％に満たないと比抵抗が低下する上、２次再結晶・純
化のために行われる最終高温焼鈍中にα−γ変態によっ
て結晶方位のランダム化が生じ、十分な鉄損改善効果が
得られないので、Si量は 2.0〜4.5 ％程度とするのが好
ましい。 Mn : 0.02 〜0.12％ Mnは、熱間脆化を防止するため少なくとも0.02％程度を
必要とするが、あまりに多すぎると磁気特性を劣化させ
るので、上限は0.12％程度に定めるのが好ましい。

【００１９】またインヒビターとしては、Cu, Se及び偏
析型元素であるSbを必須として用いる。まずCuは0.03％
以下ではCu_2-x Seの析出量が十分でなく、一方0.30％を
超えると粗大に析出してインヒビターの機能を果たさな
いので、0.03〜0.30％とするのが好ましい。Se はCu
_2-x Seを析出させるために0.01％は必要とするが、0.06
％を超えると析出物が粗大化して、その効果が損なわれ
るので、0.01〜0.06％とするのが好ましい。Sbは粒界に
偏析して粒成長の抑制効果を有し、かつ鋼板表面にも偏
析して、表層インヒビターの劣化を防止し、また析出物
の周囲にも偏析してCu_2-x Seの分解をも防止するための
必須成分であり、この効果を発現させるには0.005 ％以
上は必要であるが、0.20％を超えると鋼板が脆化して圧
延不能となるので、0.005 〜0.20％とするのが好まし
い。ＳはCu_1-x S を析出しCu_2-x Seの機能を損なうので
有害な元素であるが、不純物として不可避的に混入する
成分であり、その除去に多大のコストと努力を有するの
で、実害の少ない程度である0.007 ％以下に低減するこ
とが好ましい。AlはＮと結合して、 AlNのインヒビター
を形成するものであるが、この発明では有害なインヒビ
ターであるので、極力低減して0.003 ％以下に抑えるこ
とが好ましい。

【００２０】なおインヒビター形成成分としては上記し
た Cu, Se, Sb の他、Sn, Cr, Ge,Mo, Bi及びＰなども
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
Sn, Cr:0.01 〜0.15％、Ge,Mo, Te及びBi : 0.005〜0.1
％、そして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。

【００２１】上記の好適成分組成になるスラブは通常の
ガス燃焼炉でのスラブ加熱や、ガス燃焼炉で加熱された
後、誘導加熱炉または直接通電炉に装入され、スラブ加
熱され、これによりインヒビヒーの溶体化処理がなされ
る。次に、粗圧延により所定のシートバー厚に圧延され
るが、この時のシートバー厚は、熱延コイルの厚みと、
この発明の仕上圧延のトータル圧下率の範囲から計算さ
れる初期の厚さに厳密に制御することが必要である。

【００２２】次に熱間圧延後の鋼板表層におけるインヒ
ビターのサイズ分布が、図１に示したように不均一にな
る原因を調査した結果、熱間仕上圧延中に鋼板表面の冷
却速度が緩やかになると、初期に析出したインヒビター
が成長する時間と温度が与えられるため、粗大化したイ
ンヒビターの混在が避けられないことがわかった。換言
すると、インヒビターを均一微細に析出するためには急
激な冷却を施す必要がある。そして鋼板表層を急激に冷
却するには、次の条件に従って熱間仕上圧延を施すこと
が肝要である。

【００２３】まず仕上圧延の入側温度を1000〜1150℃の
範囲内とする。すなわち入側温度が1000℃以下では鋼板
表面温度の冷却速度が十分でなく、1150℃を超えた場合
には、仕上圧延の第１パス目におけるワークロールによ
る抜熱能力を超える熱量の持ち込みにより、インヒビタ
ーの微細析出に必要十分な温度降下が得られない。その
ため、1000〜1150℃の範囲に仕上圧延入側温度を規定し
た。また入側温度の調整は、シートバー厚を適正化した
り、圧延開始時間を遅滞させたり、又は入側でのスケー
ルブレーカーの水量を増加させて低温化を図ることで実
現する。しかし温度低下が問題となるコイルの後端で
は、逆にスケールブレーカーの水量を低減させたり、水
の代わりにガスを用いたり、又は積極的に加熱すること
によって温度を確保することが好ましい。

【００２４】さらに仕上圧延機の第１スタンドのワーク
ロールの被圧延材と接触する直前の表面温度を、100 ℃
以下とする。この仕上圧延機の第１スタンドのワークロ
ールの表面温度の管理は最も肝要であり、圧延途中にお
けるワークロールによる抜熱によって、鋼板表層部のイ
ンヒビターの分布を均一かつ微細に分散することができ
る。この効果は、通常の圧延後の冷却水による鋼板温度
の低下では得られないものである。

【００２５】一般に熱間圧延におけるワークロールは、
まず鋼板と接触し加熱され、次いでバックアップロール
や中間ロールとの接触及びロール冷却水による冷却によ
って、再び鋼板に接触する直前で最低の温度となるよう
に構成されている。このサイクルを極めて短時間に繰返
しているわけであるが、ワークロール表面温度は鋼板と
の接触により、定常サイクルでの最高温度は 500〜700
℃、冷却による最低温度は60〜200 ℃になっている。こ
の発明では、このワークロールの表面温度を低下する必
要があり、具体的には、ロール冷却水の多量投射による
方法を主として用いるが、この他ワークロール径を増加
する手法も有効である。またロール表面温度の測定は接
触温度計で行うのが一般的であるが、簡便な方法とし
て、冷却水がロール表面に接触する際の水蒸気の発生状
況で表面温度を推測することも可能である。

【００２６】熱間仕上圧延における鋼板表面の急激な温
度低下は、圧延速度の低減によっても当然得られるの
で、最大限これを利用することが可能であるが、圧延速
度の低減によってコイル後端での仕上圧延の待ち時間が
長くなり、仕上圧延の入側温度の降下を招くという不利
益が発生することのないように利用することが望まし
い。

【００２７】さらに仕上圧延の第１パスでの圧下率を40
％以上とすることによって仕上圧延時の鋼板温度降下を
促進し、この発明の効果を増大することが可能である。
すなわち第１パス目でワークロールと接触する鋼板の表
面積が増加することにより、ワークロールによる抜熱作
用が高まる。

【００２８】次に仕上圧延の全圧下率を93〜97％の範囲
で厳密に制御する。すなわち全圧下率が93％未満である
と、鋼板表面にインヒビターが微細かつ均一に析出した
層の厚さが不十分となり、一方97％を超えると熱延鋼板
の組織が劣化し２次再結晶に不利となる。

【００２９】次に、上記熱延条件の範囲内で作製した熱
延板について述べる。図１に示した実験で用いたと同じ
素材スラブを同様に粗圧延し、40mm厚のシートバーとし
た。この時、仕上圧延入側におけるスケールブレーカー
の水量を制限し、かつ第１スタンドのワークロールの冷
却水を増加させた。仕上圧延のパスは40mm厚→25mm厚→
14mm厚→７mm厚→３mm厚→2.0mm 厚となるように行っ
た。ここで、仕上圧延の入側温度は1120℃、及び第１ス
タンドのワークロールの被圧延材との接触直前温度は75
℃であった。かくして得られた熱延板の鋼板表層部のイ
ンヒビターのサイズ分布を図２に示す。図２は図１に示
したインヒビターのサイズ分布と比較し、均一微細化が
図れており極めて良好なものとなった。

【００３０】上記に従う熱間圧延によって、熱延コイル
の鋼板表層のインヒビターの均一微細析出が可能となっ
たが、かかる熱延コイルを用いて薄方向性けい素鋼板を
製造した場合、しばしば磁気特性が劣化することが問題
となった。脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板表層部のイン
ヒビターのサイズ分布を調査したところ、磁気特性が劣
化したものはインヒビターの平均サイズが増加している
ことがわかった。すなわち発明者らの研究によると、Cu
Se系のインヒビターは微細に析出するため抑制力は強い
ものであるが、高温で長時間の中間焼鈍によって、オス
ワルド成長しやすいことがわかった。図３は図２に示し
た実験と同一の熱間圧延を経た試料に60％の冷間圧延を
施した後、1000℃で30秒間の焼鈍を施したもの(a) と、
1000℃で２分間の焼鈍を施したもの(b) とを比較したも
のであるが、明らかに長時間の焼鈍によって析出物のサ
イズが増加しており、抑制力が低下することがわかる。

【００３１】そこで熱間圧延後のコイルは、中間焼鈍を
挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚である0.10〜0.25mm
厚とするが、ここで表層部のインヒビターの粗大化を防
ぐために、中間焼鈍の温度と時間は 900〜1050℃で50秒
間以内で行う。すなわち焼鈍温度が 900℃未満の場合、
所定の再結晶の効果が得られず1050℃を超えると50秒以
内の均熱においてもインヒビターの粗大化が生じるた
め、この温度範囲内で50秒間以内の焼鈍がインヒビター
の粗大化を防止する上で必要で、この条件を満足するこ
とによって製品の磁気特性の向上効果が得られる。

【００３２】なお中間焼鈍の昇温速度も速い方が有利で
あり、１分間以内に昇温を終了することがインヒビター
粗大化防止の点からは望ましい。また必要に応じて熱延
コイルの焼鈍を行うことが磁気特性向上の点で有利であ
るが、この焼鈍も中間焼鈍に準じることは云うまでもな
い。さらに中間焼鈍時に部分的な脱炭を行ったり、急冷
や時効処理によって微細カーバイドを析出させたりする
公知の技術を適用することは、この発明においても有効
である。

【００３３】引き続く最終冷間圧延の圧下率は、50〜80
％とする。この圧下率が50％未満では２次再結晶粒のサ
イズが大きくなって鉄損が劣化し、一方80％を超えると
２次再結晶不良となって磁束密度の大幅な劣化を招くの
で、50〜80％の圧下率に収めることが必要である。

【００３４】最終板厚に冷延した鋼板は、その後脱炭１
次再結晶焼鈍を施し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布した
後、1200℃近傍での最終仕上焼鈍にて２次再結晶及び純
化を行った後、絶縁コーティングを被成して製品とす
る。

【００３５】ちなみに特開昭58−42727 号公報には、C
u,S を含有する方向性けい素鋼における、熱間圧延の適
正条件の検討がなされ、仕上圧延の出口温度を熱延板の
頭部で 900〜1050℃、中央部、尾部で 950〜1150℃にす
ることが好適であることが示されているが、低鉄損を安
定して得ることが難しい。また特開昭54−120214号公報
には、インヒビターを特定しない方向性けい素鋼におい
て、熱間圧延のいずれかの圧延段階で 960〜1190℃の温
度範囲で、30％以上の圧下率を有する圧延パスを設けて
鋼の組織の再結晶を促進させる技術が開示されている
が、インヒビターの種類や、その析出時期を問題とはし
ていない。

【００３６】

【実施例】実施例１ 表１に示すＡ〜Ｏの成分組成のスラブを1420℃の温度に
スラブ加熱した後、粗圧延で40mm厚のシートバーとし
た。その後20秒間待機し、７スタンドの仕上圧延機を用
いて、各圧延パスにおいて40mm厚→20mm厚→12mm厚→７
mm厚→５mm厚→３mm厚→2.5 mm厚→2.0 mm厚の仕上圧延
を施した。ここで仕上圧延入側のコイルの温度は頭部：
1145℃及び尾部：1080℃で、仕上圧延の全圧下率：95％
及び第１パスの圧下率：50％で、さらに第１スタンドの
ワークロールの表面温度は被圧延材との接触直前で上側
ロール：68℃及び下側ロール：82℃であった。なお第１
スタンドのワークロールの冷却水量を通常の２倍とし
た。

【００３７】次いで各熱延コイルは1000℃で30秒間の焼
鈍を行った後、0.55mmの厚さに冷間圧延し、さらに975
℃で30秒間の中間焼鈍を施した。その後第２回目の冷間
圧延を行い、0.20mmの最終厚みとした後、湿水素中での
脱炭・１次再結晶焼鈍を施してから、 MgOを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布した後コイル状に巻きとり、昇温時
に２次再結晶せしめ、1200℃で10時間の最終仕上焼鈍を
施した後、張力コーティングを施し、製品とした。かく
して得られた各製品板の磁気特性を表２に示す。

【００３８】

【表１】

【００３９】

【表２】

【００４０】実施例２ 表１に示したＢの組成のスラブを1430℃の温度に加熱し
た後、粗圧延で40mm厚のシートバーとした。その後直ち
に、７スタンドの仕上圧延機で実施例１と同じパススケ
ージュール及びワークロールの冷却下で仕上圧延を施し
たが、圧延速度を低下させて圧延した。ここで仕上圧延
入側のコイル温度は頭部：1175℃及び尾部： 930℃で、
第１スタンドのワークロールの被圧延材との接触直前の
表面温度は頭部：上側68℃及び下側87℃、尾部：上側65
℃及び下側83℃であった。次いでこの熱延コイルの仕上
圧延入側温度が1175℃、1145℃、1100℃、1050℃、1000
℃、 950℃及び 930℃に相当する位置の熱延板を採取
し、それぞれ実施例１と同様の工程で冷間圧延を行っ
た。かくして得られた各鋼板の磁気特性を、表３に示
す。

【００４１】

【表３】

【００４２】実施例３ 表１に示したＢの組成のスラブを1420℃の温度に加熱し
た後、粗圧延でシートバー厚20mm、35mm、45mm及び60mm
とした。そして20mm及び35mm厚のシートバーは直ちに、
また45mm厚のシートバーは10秒間及び60mm厚のシートバ
ーは30秒間待機させた後、表４に示す仕上圧延スケジュ
ールで、1.6mm 厚の熱延コイルとした。ここで各シート
バーは、スケールブレーカーの水量を調節していずれも
1000〜1150℃の温度範囲に調節した。また第１スタンド
のワークロールへの冷却水量を増加した。各シートバー
の仕上圧延入側温度と、第１スタンドのワークロールの
被圧延材と接触する直前での表面温度を、表４に併記す
る。

【００４３】各熱延コイルは 975℃で30秒間の焼鈍を行
った後、0.40mmの厚さに冷間圧延し、さらに1000℃で20
秒間の焼鈍を脱炭雰囲気中で行い、約0.030 ％近辺まで
Ｃ含有量を低下させた。その後さらに第２回目の冷間圧
延を行い、0.15mmの最終厚みとした。次いで湿水素中で
の脱炭・１次再結晶焼鈍を施した後、MgO を主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布した後コイル状に巻きとり、850 ℃
で50時間の２次再結晶焼鈍を含む1200℃で10時間の最終
仕上焼鈍を施した後、張力コーティングを施し製品とし
た。かくして得られた製品の磁気特性を、表４に併せて
示す。

【００４４】

【表４】

【００４５】実施例４ 表１に示したＤの組成のスラブ５本を1430℃の温度に加
熱した後、粗圧延でシートバー厚40mmとした。その後表
５に示す仕上圧延スケジュールＩ〜Ｖに従って仕上圧延
を施し、2.0mm 厚の熱延コイルとしたが、入側のスケー
ルブレーカーの水量を下げ、ワークロールへの冷却水量
を増加した。仕上圧延入側の温度と第１スタンドのワー
クロールの被圧延材と接触する直前の表面温度を、表５
に併記する。

【００４６】次いで各熱延コイルは1000℃で40秒間の焼
鈍を行った後、0.60mmの厚さで冷間圧延し、さらに1000
℃で40秒間の焼鈍を脱炭雰囲気中で行って約0.035 ％付
近までＣ含有量を低減するとともに急速冷却し、微細カ
ーバイトを析出させた。引き続き第２回目の冷間圧延を
行い0.23mmの最終板厚とした後、湿水素中での脱炭・１
次再結晶焼鈍を施してからMgO を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布した後コイル状に巻きとり、850 ℃で50時間の
２次再結晶焼鈍を含む1200℃で10時間の最終仕上焼鈍を
施した後、張力コーティングを施し製品とした。かくし
て得られた製品の磁気特性を表５に併せて示す。

【００４７】

【表５】

【００４８】実施例５ 表１に示したＨの組成のスラブを1420℃の温度に加熱し
た後、実施例１と同様の熱間圧延を施し、 2.0mm厚の熱
延コイルとした。ここで仕上圧延入側の温度は頭部：11
35℃及び尾部：1085℃で、第１スタンドのワークロール
の被圧延材と接触する直前の表面温度は上側：83℃及び
下側：88℃であった。このコイルを1000℃で40秒間の焼
鈍を行った後、0.55mmの厚さに冷延した後５分割し、そ
れぞれ表６に示される温度と時間の中間焼鈍を施した。

【００４９】この後、さらに第２回目の冷間圧延を行い
0.20mmの最終板厚とした後、湿水素中での脱炭・１次再
結晶焼鈍を施し、次いでMgO を主成分とする焼鈍分離剤
を塗布してからコイル状に巻きとり、昇温時に２次再結
晶せしめ、1200℃で10時間の最終仕上焼鈍を施した後、
張力コーティングを施し製品とした。かくして得られた
製品の磁気特性を、表６に併記する。

【００５０】

【表６】

【００５１】実施例６ 表１に示したＨの組成のスラブを1420℃の温度に加熱し
た後、実施例１と同様の熱間圧延を施し、2.0mm 厚の熱
延コイルとした。ここで仕上圧延入側の温度は頭部：11
40℃及び尾部：1075℃で、第１スタンドのワークロール
の被圧延材と接触する直前での表面温度は上側：75℃及
び下側：82℃であった。このコイルを1.30mm厚に冷間圧
延後950 ℃で40秒間の焼鈍を施し、さらに0.35mmの厚さ
に冷間圧延した。その後975 ℃で30秒間の焼鈍を施し、
さらに0.13mmの最終厚みに冷間圧延し、次いで湿水素中
での脱炭・１次再結晶焼鈍の後、MgO を主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、昇温時に２次再結晶せしめ、1200℃
で10時間の最終仕上焼鈍を施した後、張力コーティング
を施し製品とした。かくして得られた製品の磁気特性は
Ｂ₈ ：1.894 Ｔ、Ｗ_17/50 ：0.69 w/kg と極めて良好な
特性であった。

【００５２】実施例７ 表１に示したＡの組成のスラブ５本を1370℃の温度に加
熱した後、実施例１と同様にして、粗圧延、仕上圧延を
行ったが、第１スタンドのワークロールの冷却水量を漸
次減少していった。ここで仕上圧延の入側のコイル温度
はいずれも、頭部：1142〜1148℃及び尾部：1078〜1088
℃で、第１スタンドのワークロールの被圧延材と接触す
る直前の表面温度は表７に示すとおりであった。各熱延
コイルは1000℃で15秒間の焼鈍を行った後、0.50mmの厚
さに冷間圧延し、さらに1000℃で20秒間の中間焼鈍を施
した。次いで第２回目の冷間圧延を行い0.18mmの最終厚
みとした後、湿水素中での脱炭・１次再結晶焼鈍を施
し、さらにMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後
コイル状に巻きとり、昇温時に２次再結晶せしめ、1200
℃で10時間の最終仕上焼鈍を施した後、張力コーティン
グを施し製品とした。かくして得られた各製品板の磁気
特性を、表７に示す。

【００５３】

【表７】

【００５４】

【発明の効果】この発明によれば、磁気特性の極めて良
好な薄方向性けい素鋼板を安定して得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】従来の熱延コイルの鋼板表層部におけるインヒ
ビターの粒子径分布を示すグラフである。

【図２】この発明に従う熱間圧延を施した熱延コイルの
鋼板表層部におけるインヒビターの粒子径分布を示すグ
ラフである。

【図３】中間焼鈍時間と脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板
表層部におけるインヒビターの粒子径分布を示すグラフ
である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 渡辺 誠 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 (72)発明者 高宮 俊人 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 (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/12

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 インヒビター形成成分としてCu, Se及び
   Sbを含有する含けい素鋼スラブを熱間圧延して熱延板と
   し、次いで中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を、最終
   冷間圧延の圧下率：50〜80％で施して、最終板厚0.10〜
   0.25 mm の冷延板とし、次いで脱炭・１次再結晶焼鈍を
   施したのち最終仕上焼鈍を施す一連の工程によって薄方
   向性けい素鋼板を製造するに当たり、 (a) 熱間仕上圧延の入側温度を1000〜1150℃とするこ
   と、 (b) 仕上圧延機の第１スタンドのワークロールにおける
   被圧延材と接触直前の表面温度を 100℃以下とするこ
   と、 (c) 熱間仕上圧延の全圧下率を93〜97％とすること及び (d) 中間焼鈍を 900〜1050℃の温度で50秒間以内で行う
   こと を特徴とする磁気特性の極めて優れた薄方向性けい素鋼
   板の製造方法。
2. 【請求項２】 熱間仕上圧延の第１パスの圧下率を40％
   以上とすることを特徴とする請求項１記載の製造方法。