JP3020810B2 - 磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JP3020810B2 JP3020810B2 JP6178158A JP17815894A JP3020810B2 JP 3020810 B2 JP3020810 B2 JP 3020810B2 JP 6178158 A JP6178158 A JP 6178158A JP 17815894 A JP17815894 A JP 17815894A JP 3020810 B2 JP3020810 B2 JP 3020810B2
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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、変圧器その他の電気
機器の鉄心等の使途に用いて好適な、磁気特性の良好な
方向性けい素鋼板の製造方法に関するものである。
機器の鉄心等の使途に用いて好適な、磁気特性の良好な
方向性けい素鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】方向性けい素鋼板の鉄損を低減する方法
としては、Si含有量を高める、二次再結晶粒を微細
化する、不純物含有量を低減する、二次再結晶粒の
方位を〈１００〉に揃える、等の方法が挙げられる。こ
れらの方法のうち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方法としては
有利とはいえない。
としては、Si含有量を高める、二次再結晶粒を微細
化する、不純物含有量を低減する、二次再結晶粒の
方位を〈１００〉に揃える、等の方法が挙げられる。こ
れらの方法のうち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方法としては
有利とはいえない。
【０００３】したがって、二次再結晶粒を微細化する方
策について研究開発が進められ、その成果として種々の
提案が行われた。なかでも冷間圧延に工夫を加えること
により二次再結晶粒を微細化し、低鉄損を達成する製造
方法については特に数多く開示されている。かかる技術
の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冷延時の温度を50〜350 ℃としてこ
の冷延前の鋼板を低温に保持する方法、特公昭５４−１
３８４６号公報や特公昭５６−３８９２号公報に開示さ
れている冷延パス間で50〜350 ℃の温度範囲の熱効果を
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冷と冷延パス間での50〜500
℃間での保持を組み合わせた方法等がある。
策について研究開発が進められ、その成果として種々の
提案が行われた。なかでも冷間圧延に工夫を加えること
により二次再結晶粒を微細化し、低鉄損を達成する製造
方法については特に数多く開示されている。かかる技術
の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冷延時の温度を50〜350 ℃としてこ
の冷延前の鋼板を低温に保持する方法、特公昭５４−１
３８４６号公報や特公昭５６−３８９２号公報に開示さ
れている冷延パス間で50〜350 ℃の温度範囲の熱効果を
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冷と冷延パス間での50〜500
℃間での保持を組み合わせた方法等がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記各公報に開示され
た技術は、いずれも熱処理によって鋼中のＣ、Ｎを圧延
時に導入された転位に固着させる時効処理の効果を利用
しているものということができる。かかる方法によれ
ば、二次再結晶粒の微細化ひいては鉄損低減効果は顕著
であるけれども、その一方で磁束密度の向上については
満足すべき結果が得られていなかった。特に圧延温度が
高すぎた場合には、かえって磁束密度が低下するという
問題があった。
た技術は、いずれも熱処理によって鋼中のＣ、Ｎを圧延
時に導入された転位に固着させる時効処理の効果を利用
しているものということができる。かかる方法によれ
ば、二次再結晶粒の微細化ひいては鉄損低減効果は顕著
であるけれども、その一方で磁束密度の向上については
満足すべき結果が得られていなかった。特に圧延温度が
高すぎた場合には、かえって磁束密度が低下するという
問題があった。
【０００５】この発明は上記の問題を有利に解決するも
ので、二次再結晶粒の微細化を介した鉄損低減のみなら
ず磁束密度の向上を可能にすることによって、磁気特性
のさらなる改善を実現することができる方向性けい素鋼
板の製造方法を提案することを目的とする。
ので、二次再結晶粒の微細化を介した鉄損低減のみなら
ず磁束密度の向上を可能にすることによって、磁気特性
のさらなる改善を実現することができる方向性けい素鋼
板の製造方法を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、製品の磁気
特性に及ぼす冷間圧延の作用について根本的な考察を加
えた結果、異なる形式の圧延機を組み合わせた冷間圧延
を行うことによって、磁気特性の向上のための冷間圧延
さらには熱処理を適正化することができることを見出し
た。この発明は、上記の知見に立脚するものである。
特性に及ぼす冷間圧延の作用について根本的な考察を加
えた結果、異なる形式の圧延機を組み合わせた冷間圧延
を行うことによって、磁気特性の向上のための冷間圧延
さらには熱処理を適正化することができることを見出し
た。この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００７】すなわち、この発明は、Ｃ：0.02〜0.10wt
％及びSi：2.0 〜4.5 wt％を含有するけい素鋼スラブを
熱間圧延後、１回又は中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧
延を施して最終板厚とした後、脱炭焼鈍、次いで鋼板表
面に焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施す一連
の工程よりなる方向性けい素鋼板の製造方法において、
最終１回の冷間圧延を前段と後段とに分け、この最終１
回の冷間圧延における合計圧下率Ｒ（％）に対して0.30
Ｒ〜0.80Ｒの圧下率に相当する板厚に到る前段の圧延を
一方向連続式圧延によって100 ℃以下の温度にて行い、
後段の圧延をリバース式圧延によって少なくとも１パス
を175 〜300 ℃の範囲の温度にて行うことを特徴とする
磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法である。
％及びSi：2.0 〜4.5 wt％を含有するけい素鋼スラブを
熱間圧延後、１回又は中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧
延を施して最終板厚とした後、脱炭焼鈍、次いで鋼板表
面に焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施す一連
の工程よりなる方向性けい素鋼板の製造方法において、
最終１回の冷間圧延を前段と後段とに分け、この最終１
回の冷間圧延における合計圧下率Ｒ（％）に対して0.30
Ｒ〜0.80Ｒの圧下率に相当する板厚に到る前段の圧延を
一方向連続式圧延によって100 ℃以下の温度にて行い、
後段の圧延をリバース式圧延によって少なくとも１パス
を175 〜300 ℃の範囲の温度にて行うことを特徴とする
磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法である。
【０００８】また、この発明は、Ｃ：0.02〜0.10wt％及
びSi：2.0 〜4.5 wt％を含有するけい素鋼スラブを熱間
圧延後、１回又は中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を
施して最終板厚とした後、脱炭焼鈍、次いで鋼板表面に
焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施す一連の工
程よりなる方向性けい素鋼板の製造方法において、最終
１回の冷間圧延を前段と後段とに分け、この最終１回の
冷間圧延における合計圧下率Ｒ（％）に対して0.30Ｒ〜
0.80Ｒの圧下率に相当する板厚に到る前段の圧延を一方
向連続式圧延によって100 ℃以下の温度にて行い、次い
で150 〜400 ℃の温度範囲に20秒以上100 時間以下保持
した後、後段の圧延をリバース式圧延によって少なくと
も１パスを100 〜250 ℃の範囲の温度にて行うことを特
徴とする磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法
である。
びSi：2.0 〜4.5 wt％を含有するけい素鋼スラブを熱間
圧延後、１回又は中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を
施して最終板厚とした後、脱炭焼鈍、次いで鋼板表面に
焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施す一連の工
程よりなる方向性けい素鋼板の製造方法において、最終
１回の冷間圧延を前段と後段とに分け、この最終１回の
冷間圧延における合計圧下率Ｒ（％）に対して0.30Ｒ〜
0.80Ｒの圧下率に相当する板厚に到る前段の圧延を一方
向連続式圧延によって100 ℃以下の温度にて行い、次い
で150 〜400 ℃の温度範囲に20秒以上100 時間以下保持
した後、後段の圧延をリバース式圧延によって少なくと
も１パスを100 〜250 ℃の範囲の温度にて行うことを特
徴とする磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法
である。
【０００９】
【作用】今まで検討されたことがなかった冷間圧延時の
圧延機の形式による磁気特性の相違について発明者らが
知見し、この発明を完成させる基礎になった実験及びそ
の結果について以下に述べる。Ｃ：0.069 wt％、Si：3.
30wt％、Mn：0.078 wt％、Se：0.025 wt％、Sb：0.026
wt％、Al：0.028 wt％及びＮ：0.0088wt％を含有し、残
部は実質的にFeの組成よりなるスラブを加熱後熱間圧延
を行って板厚2.2 mmの熱延板に仕上げた。次いで1000℃
で30秒の熱延板焼鈍を行い、さらに常温のタンデム式冷
間圧延によって1.5 mmの中間板厚にした。次いで1100で
60秒の中間焼鈍を行った後、以下の条件の最終冷間圧延
実験を行った。
圧延機の形式による磁気特性の相違について発明者らが
知見し、この発明を完成させる基礎になった実験及びそ
の結果について以下に述べる。Ｃ：0.069 wt％、Si：3.
30wt％、Mn：0.078 wt％、Se：0.025 wt％、Sb：0.026
wt％、Al：0.028 wt％及びＮ：0.0088wt％を含有し、残
部は実質的にFeの組成よりなるスラブを加熱後熱間圧延
を行って板厚2.2 mmの熱延板に仕上げた。次いで1000℃
で30秒の熱延板焼鈍を行い、さらに常温のタンデム式冷
間圧延によって1.5 mmの中間板厚にした。次いで1100で
60秒の中間焼鈍を行った後、以下の条件の最終冷間圧延
実験を行った。
【００１０】最終冷間圧延を板厚0.75mmに到るまでの前
段とそれから最終板厚0.22mmに到るまでの後段とに分
け、この前段、後段のそれぞれにタンデム式とリバース
式の２種類の圧延機を用いて、種々の温度で圧延した。
前段の圧延と後段の圧延との間に300 ℃で２分間の熱処
理を行う場合についても調べた。前段及び後段の圧延方
式と圧延温度を表１に示す。なお、圧延温度の確保は、
圧延時に発生する加工発熱を利用した。
段とそれから最終板厚0.22mmに到るまでの後段とに分
け、この前段、後段のそれぞれにタンデム式とリバース
式の２種類の圧延機を用いて、種々の温度で圧延した。
前段の圧延と後段の圧延との間に300 ℃で２分間の熱処
理を行う場合についても調べた。前段及び後段の圧延方
式と圧延温度を表１に示す。なお、圧延温度の確保は、
圧延時に発生する加工発熱を利用した。
【００１１】
【表１】
【００１２】その後、840 ℃で２分間、湿潤水素雰囲気
中の脱炭焼鈍を行い、さらにMgO に10wt％のTiO2を含有
させた焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布後、1200℃で５時間
の仕上焼鈍を施した。
中の脱炭焼鈍を行い、さらにMgO に10wt％のTiO2を含有
させた焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布後、1200℃で５時間
の仕上焼鈍を施した。
【００１３】このような実験において、後段をリバース
式の圧延機により200 ℃の温度、４パスにて0.22mmに仕
上げた場合（前段と後段との間の熱処理なし）につき、
得られた製品板の磁束密度と前段の圧延温度との関係に
ついて図１にグラフで示す。図１からわかるように、前
段の圧延をタンデム式圧延機による一方向連続圧延で行
うこと及び圧延温度を100 ℃以下にすることにより、磁
束密度が向上している。
式の圧延機により200 ℃の温度、４パスにて0.22mmに仕
上げた場合（前段と後段との間の熱処理なし）につき、
得られた製品板の磁束密度と前段の圧延温度との関係に
ついて図１にグラフで示す。図１からわかるように、前
段の圧延をタンデム式圧延機による一方向連続圧延で行
うこと及び圧延温度を100 ℃以下にすることにより、磁
束密度が向上している。
【００１４】次に、前段では圧延温度を75℃、タンデム
式圧延機による一方向圧延で0.75mmに仕上げた場合につ
いて、後段の圧延温度と鉄損との関係について図２にグ
ラフで示す。図２からわかるように、後段の圧延形式は
リバース式のほうがタンデム式に比べて鉄損特性が優れ
ている。また、前段の圧延後に300 ℃で２分の熱処理を
行った場合には、後段の圧延温度を100 ℃程度に上昇さ
せるだけで良好な鉄損特性が得られているのに対し、熱
処理を行わない場合には後段の圧延温度は175℃以上が
必要である。
式圧延機による一方向圧延で0.75mmに仕上げた場合につ
いて、後段の圧延温度と鉄損との関係について図２にグ
ラフで示す。図２からわかるように、後段の圧延形式は
リバース式のほうがタンデム式に比べて鉄損特性が優れ
ている。また、前段の圧延後に300 ℃で２分の熱処理を
行った場合には、後段の圧延温度を100 ℃程度に上昇さ
せるだけで良好な鉄損特性が得られているのに対し、熱
処理を行わない場合には後段の圧延温度は175℃以上が
必要である。
【００１５】このような結果が得られた原因を探るた
め、脱炭焼鈍後における鋼板表面の集合組織中の（２２
２）強度と前段の圧延温度との関係について調べた結果
を図３にグラフで示す。なお、前段の圧延後は図１に示
した実験同様、熱処理を行わずに後段をリバース式の圧
延機により200 ℃の温度、４パスにて0.22mmに仕上げた
ものである。図３から分かるように、前段の圧延につい
てはタンデム式圧延機による一方向連続圧延のほうが、
リバース式の圧延よりも脱炭焼鈍後における鋼板表面の
集合組織中の（２２２）強度が強くなっている。
め、脱炭焼鈍後における鋼板表面の集合組織中の（２２
２）強度と前段の圧延温度との関係について調べた結果
を図３にグラフで示す。なお、前段の圧延後は図１に示
した実験同様、熱処理を行わずに後段をリバース式の圧
延機により200 ℃の温度、４パスにて0.22mmに仕上げた
ものである。図３から分かるように、前段の圧延につい
てはタンデム式圧延機による一方向連続圧延のほうが、
リバース式の圧延よりも脱炭焼鈍後における鋼板表面の
集合組織中の（２２２）強度が強くなっている。
【００１６】次に、脱炭焼鈍後の鋼板表面の集合組織中
の（１１０）強度と後段の圧延温度との関係について調
べた結果を図４に示す。なお、前段の圧延では、図２に
示した実験同様、圧延温度を75℃、タンデム式圧延機に
よる一方向圧延で0.75mmに仕上げ、熱処理を行わずに後
段の圧延に供したものである。図４からわかるように、
後段の圧延ではリバース式の圧延のほうが（１１０）強
度が高い。
の（１１０）強度と後段の圧延温度との関係について調
べた結果を図４に示す。なお、前段の圧延では、図２に
示した実験同様、圧延温度を75℃、タンデム式圧延機に
よる一方向圧延で0.75mmに仕上げ、熱処理を行わずに後
段の圧延に供したものである。図４からわかるように、
後段の圧延ではリバース式の圧延のほうが（１１０）強
度が高い。
【００１７】上述のような結果が得られた実験を基に、
この発明により磁気特性が向上する理由について発明者
らが考察したところは次のとおりである。冷間圧延時に
時効処理を施したり圧延温度を高めることは、鋼中のＣ
あるいはＮ等の固溶元素を固着させて変形帯を増加さ
せ、不均一変形を促すことで、二次再結晶を増加させる
という作用があると考えられている。すなわち、不均一
変形を促すことは、鉄損特性の向上には有利である一方
で、冷延の前段でこの不均一変形を促すことは冷延安定
方位であってゴス方位結晶粒に食われやすい方位である
｛１１１｝〈１１２〉方位結晶粒を減少させることにつ
ながる。
この発明により磁気特性が向上する理由について発明者
らが考察したところは次のとおりである。冷間圧延時に
時効処理を施したり圧延温度を高めることは、鋼中のＣ
あるいはＮ等の固溶元素を固着させて変形帯を増加さ
せ、不均一変形を促すことで、二次再結晶を増加させる
という作用があると考えられている。すなわち、不均一
変形を促すことは、鉄損特性の向上には有利である一方
で、冷延の前段でこの不均一変形を促すことは冷延安定
方位であってゴス方位結晶粒に食われやすい方位である
｛１１１｝〈１１２〉方位結晶粒を減少させることにつ
ながる。
【００１８】この発明の新規な知見は、最終冷延の前段
のみをタンデム式一方向の圧延で100 ℃以下の温度で行
うことにより、（２２２）強度が高くなることである。
最終冷延の前段においては転位の導入量が少ない。ま
た、この前段の圧延温度を低いままに保つことは微細析
出している炭化物の粗大化を防止する。さらに、タンデ
ム式の一方向圧延は、リバース式の圧延に比べて、均一
変形を促す。これらの作用により、前段の圧延の際は冷
延安定方位｛１１１｝〈１１２〉への回転が促進される
結果、（２２２）強度が高まり、磁束密度が向上したも
のと考えられる。
のみをタンデム式一方向の圧延で100 ℃以下の温度で行
うことにより、（２２２）強度が高くなることである。
最終冷延の前段においては転位の導入量が少ない。ま
た、この前段の圧延温度を低いままに保つことは微細析
出している炭化物の粗大化を防止する。さらに、タンデ
ム式の一方向圧延は、リバース式の圧延に比べて、均一
変形を促す。これらの作用により、前段の圧延の際は冷
延安定方位｛１１１｝〈１１２〉への回転が促進される
結果、（２２２）強度が高まり、磁束密度が向上したも
のと考えられる。
【００１９】他方で後段の圧延では歪導入量が多く、ま
た、変形帯の生成が盛んになる。変形帯から再結晶する
方位にはゴス方位が多く含まれているので、変形帯の生
成量を増加させることは、二次再結晶核を増加させるこ
とになり、二次結晶粒を微細化させ、鉄損を低減するこ
とができる。このため後段の圧延では、変形帯の生成を
促進するような不均一変形であるリバース式圧延による
温間圧延が有効に作用するものと考えられる。
た、変形帯の生成が盛んになる。変形帯から再結晶する
方位にはゴス方位が多く含まれているので、変形帯の生
成量を増加させることは、二次再結晶核を増加させるこ
とになり、二次結晶粒を微細化させ、鉄損を低減するこ
とができる。このため後段の圧延では、変形帯の生成を
促進するような不均一変形であるリバース式圧延による
温間圧延が有効に作用するものと考えられる。
【００２０】以上のように、冷間圧延の前段と後段とで
は、導入される転位の量が異なるために好適な圧延条件
が異なり、前段では均一変形によるマトリックス組織の
先鋭化を主眼とし、後段では不均一変形による変形帯生
成の促進を主眼とした圧延条件が好適条件となるものと
思われる。
は、導入される転位の量が異なるために好適な圧延条件
が異なり、前段では均一変形によるマトリックス組織の
先鋭化を主眼とし、後段では不均一変形による変形帯生
成の促進を主眼とした圧延条件が好適条件となるものと
思われる。
【００２１】この発明のけい素鋼素材は、Ｃ：0.02〜0.
10wt％及びSi：2.0 〜4.5 wt％を含有する組成になる。
さらにインビビター成分としてMn：0.02〜0.20wt％並び
にＳ及びSeのうち少なくとも一種を単独又は合計量で0.
010 〜0.040 wt％を含む組成が好ましい。その他必要に
応じてAl：0.010 〜0.065 wt％、Ｎ：0.001 〜0.0150wt
％、Sb：0.01〜0.20wt％、Cu：0.02〜0.20wt％、Mo：0.
01〜0.05wt％、Sn：0.01〜0.30wt％、Ge：0.005 〜0.30
wt％、Ni：0.01〜0.20wt％を含有させることができる。
10wt％及びSi：2.0 〜4.5 wt％を含有する組成になる。
さらにインビビター成分としてMn：0.02〜0.20wt％並び
にＳ及びSeのうち少なくとも一種を単独又は合計量で0.
010 〜0.040 wt％を含む組成が好ましい。その他必要に
応じてAl：0.010 〜0.065 wt％、Ｎ：0.001 〜0.0150wt
％、Sb：0.01〜0.20wt％、Cu：0.02〜0.20wt％、Mo：0.
01〜0.05wt％、Sn：0.01〜0.30wt％、Ge：0.005 〜0.30
wt％、Ni：0.01〜0.20wt％を含有させることができる。
【００２２】Ｃは、0.02wt％未満の含有量では良好な一
次再結晶組織を得られず、0.10wt％を超えると脱炭不良
となり磁気特性が劣化するので0.02〜0.10wt％とする。
Siは、製品の電気抵抗を高め渦電流損を低減させるため
に必要な成分であり、2.0 wt％未満では最終仕上焼鈍中
にα−γ変態によって結晶方位が損なわれ、4.5 wt％を
超えると冷延性に問題が生ずるために2.0 〜4.5 wt％と
する。
次再結晶組織を得られず、0.10wt％を超えると脱炭不良
となり磁気特性が劣化するので0.02〜0.10wt％とする。
Siは、製品の電気抵抗を高め渦電流損を低減させるため
に必要な成分であり、2.0 wt％未満では最終仕上焼鈍中
にα−γ変態によって結晶方位が損なわれ、4.5 wt％を
超えると冷延性に問題が生ずるために2.0 〜4.5 wt％と
する。
【００２３】Mn並びにＳ及びSeの１種又は２種は、イン
ヒビターとして機能するものであり、Mn量が0.02wt％未
満又はＳ及びSeを単独又は合計で0.010 wt％未満の場合
はインヒビター機能が不十分であり、また、Mn量が0.20
wt％を超えたりＳ及びSeを単独又は合計で0.040 wt％を
超えるとスラブ加熱のために必要とする温度が高くなり
すぎて実用的ではないので、Mnは0.02〜0.20wt％、Ｓ及
びSeの１種又は２種は単独又は合計として0.010 〜0.04
0 wt％とする。
ヒビターとして機能するものであり、Mn量が0.02wt％未
満又はＳ及びSeを単独又は合計で0.010 wt％未満の場合
はインヒビター機能が不十分であり、また、Mn量が0.20
wt％を超えたりＳ及びSeを単独又は合計で0.040 wt％を
超えるとスラブ加熱のために必要とする温度が高くなり
すぎて実用的ではないので、Mnは0.02〜0.20wt％、Ｓ及
びSeの１種又は２種は単独又は合計として0.010 〜0.04
0 wt％とする。
【００２４】その他インヒビター構成元素として公知で
あるAlN を利用することができる。良好な鉄損を得るた
めにはAlは0.010 〜0.065 wt％、Ｎは0.010 〜0.150 wt
％の範囲とするのが望ましい。かかるAl、Ｎのそれぞれ
の上限値を超える含有量ではAlN の粗大化を招き抑制力
を失い、下限値を下回る含有量ではインビビターとして
のAlN の量が不足する。
あるAlN を利用することができる。良好な鉄損を得るた
めにはAlは0.010 〜0.065 wt％、Ｎは0.010 〜0.150 wt
％の範囲とするのが望ましい。かかるAl、Ｎのそれぞれ
の上限値を超える含有量ではAlN の粗大化を招き抑制力
を失い、下限値を下回る含有量ではインビビターとして
のAlN の量が不足する。
【００２５】さらに磁束密度を向上させるためにSb及び
／又はCuを添加させることは可能である。Sbは、0.20wt
％を超えると脱炭性が悪くなり、0.01wt％未満では効果
がないので0.01〜0.20wt％が好ましい。Cuは、0.20wt％
を超えると酸洗性が悪化し、0.01wt％未満では効果がな
いので0.01〜0.20wt％が好ましい。
／又はCuを添加させることは可能である。Sbは、0.20wt
％を超えると脱炭性が悪くなり、0.01wt％未満では効果
がないので0.01〜0.20wt％が好ましい。Cuは、0.20wt％
を超えると酸洗性が悪化し、0.01wt％未満では効果がな
いので0.01〜0.20wt％が好ましい。
【００２６】表面性状を改善するためにMoを添加するこ
ともできる。Mo量が0.05wt％を超えると脱炭性が悪くな
り、0.01wt％に満たないと効果がないので0.01〜0.05wt
％の範囲が好ましい。
ともできる。Mo量が0.05wt％を超えると脱炭性が悪くな
り、0.01wt％に満たないと効果がないので0.01〜0.05wt
％の範囲が好ましい。
【００２７】加えて鉄損を向上させるためにSn、Ge、及
びNiを単独又は複合して添加することができる。Snは0.
30wt％を超える含有量では脆化し、0.01wt％に満たない
量では効果がないので0.01〜0.30wt％が好ましい。Ge
は、0.30wt％を超える含有量では良好な一次再結晶組織
が得られず、0.005 wt％に満たないと効果がないので0.
005 〜0.30wt％が好ましい。Niは、0.20wt％を超える含
有量では熱間強度が低下し、0.01wt％に未満では効果が
ないので0.01〜0.20wt％が好ましい。
びNiを単独又は複合して添加することができる。Snは0.
30wt％を超える含有量では脆化し、0.01wt％に満たない
量では効果がないので0.01〜0.30wt％が好ましい。Ge
は、0.30wt％を超える含有量では良好な一次再結晶組織
が得られず、0.005 wt％に満たないと効果がないので0.
005 〜0.30wt％が好ましい。Niは、0.20wt％を超える含
有量では熱間強度が低下し、0.01wt％に未満では効果が
ないので0.01〜0.20wt％が好ましい。
【００２８】この発明の方向性けい素鋼板の製造方法に
おいては、通常用いられている製鋼法によって上述した
成分を含有する溶鋼に調製し、かかる溶鋼を連続鋳造法
あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を
挟んでスラブを得、このスラブに熱間圧延をし、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とす
る。
おいては、通常用いられている製鋼法によって上述した
成分を含有する溶鋼に調製し、かかる溶鋼を連続鋳造法
あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を
挟んでスラブを得、このスラブに熱間圧延をし、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とす
る。
【００２９】かかる冷間圧延のうち、最終１回の冷間圧
延を前段と後段とに分け、この最終１回の冷間圧延にお
ける合計圧下率Ｒ（％）に対して0.30Ｒ〜0.80Ｒの圧下
率に相当する板厚に到る前段の圧延については、タンデ
ム式圧延機による一方向連続式圧延によって100 ℃以下
の温度にて行う。タンデム式圧延機による一方向圧延の
区間が0.30Ｒに満たないと転位の導入量が少なく、固溶
元素による固着効果が減少し、一方0.80Ｒを超えると変
形がほぼ終了してしまい、後段での圧延温度高温下の温
度がなくなり磁気特性が劣化するので、圧延区間は0.30
Ｒ〜0.80Ｒの範囲とした。より好適な圧延区間は0.40Ｒ
〜0.70Ｒ程度である。タンデム式一方向圧延の温度が10
0 ℃を超えると微細析出炭化物が粗大化し磁気特性が劣
化するので100 ℃以下とする。より好適には70℃以下の
範囲とする。
延を前段と後段とに分け、この最終１回の冷間圧延にお
ける合計圧下率Ｒ（％）に対して0.30Ｒ〜0.80Ｒの圧下
率に相当する板厚に到る前段の圧延については、タンデ
ム式圧延機による一方向連続式圧延によって100 ℃以下
の温度にて行う。タンデム式圧延機による一方向圧延の
区間が0.30Ｒに満たないと転位の導入量が少なく、固溶
元素による固着効果が減少し、一方0.80Ｒを超えると変
形がほぼ終了してしまい、後段での圧延温度高温下の温
度がなくなり磁気特性が劣化するので、圧延区間は0.30
Ｒ〜0.80Ｒの範囲とした。より好適な圧延区間は0.40Ｒ
〜0.70Ｒ程度である。タンデム式一方向圧延の温度が10
0 ℃を超えると微細析出炭化物が粗大化し磁気特性が劣
化するので100 ℃以下とする。より好適には70℃以下の
範囲とする。
【００３０】後段の圧延については、前段と後段との間
に熱処理を行わない場合には、リバース式圧延機により
少なくとも１パスの温度を175 〜300 ℃の温度域に制御
する必要がある。圧延温度が175 ℃未満では、鉄損特性
の改善効果に乏しく、また、300 ℃を超えると硬度が著
しく上昇し冷間圧延が困難になること及び圧延油の焼き
付きにより表面性状が悪化し磁気特性も劣化するので17
5 〜300 ℃の範囲とする。より好適には 200〜275 ℃の
範囲とする。かかる温度の確保の方法としては、圧延ス
タンド直前（パス間）に設けた加熱設備（誘導加熱、バ
ーナー加熱等）により鋼板をパス直前で加熱し、温度が
下がる前に圧延をする方法、あるいは圧延機の出側の冷
却油を切り、圧延時の加工発熱のみで温度を確保する方
法等を用いることができる。
に熱処理を行わない場合には、リバース式圧延機により
少なくとも１パスの温度を175 〜300 ℃の温度域に制御
する必要がある。圧延温度が175 ℃未満では、鉄損特性
の改善効果に乏しく、また、300 ℃を超えると硬度が著
しく上昇し冷間圧延が困難になること及び圧延油の焼き
付きにより表面性状が悪化し磁気特性も劣化するので17
5 〜300 ℃の範囲とする。より好適には 200〜275 ℃の
範囲とする。かかる温度の確保の方法としては、圧延ス
タンド直前（パス間）に設けた加熱設備（誘導加熱、バ
ーナー加熱等）により鋼板をパス直前で加熱し、温度が
下がる前に圧延をする方法、あるいは圧延機の出側の冷
却油を切り、圧延時の加工発熱のみで温度を確保する方
法等を用いることができる。
【００３１】前段の圧延後、後段の圧延前に必要に応じ
て熱処理を施すことができる。この熱処理を施すことに
よって、Ｃの転位への固着を促進させることから、すべ
り系の拘束がおこり、変形帯の生成頻度を高めることと
なって、磁気特性向上のために有用である。また、この
熱処理により後段の圧延温度を低めにすることができる
ことから、圧延設備の負荷が減少するし、鋼板の長手方
向、幅方向にわたって材質が均質になるために有用であ
る。熱処理温度が150 ℃未満であると、鉄損の向上効果
に乏しく、一方400 ℃を超えると磁束密度が劣化するの
で150 〜400 ℃の範囲とする。熱処理時間は、処理温度
が高温であるほど短くで済むが、20秒未満であると鉄損
の向上効果に乏しく、また、低温ほど長時間が必要であ
るが、100 時間を超えると磁束密度が劣化するので熱処
理時間は20秒〜100 時間とする。熱処理後の後段の圧延
がリバース圧延であるため、かかるリバース圧延での処
理能力等も考慮して熱処理時間は適宜に定めればよい。
熱処理の具体的方法は、コイル全体を保熱炉にて保熱す
る方式、圧延時の巻取部分でバーナーにて加熱する方
式、連続ラインで通板する方式などがあり、いずれの方
法でも構わない。
て熱処理を施すことができる。この熱処理を施すことに
よって、Ｃの転位への固着を促進させることから、すべ
り系の拘束がおこり、変形帯の生成頻度を高めることと
なって、磁気特性向上のために有用である。また、この
熱処理により後段の圧延温度を低めにすることができる
ことから、圧延設備の負荷が減少するし、鋼板の長手方
向、幅方向にわたって材質が均質になるために有用であ
る。熱処理温度が150 ℃未満であると、鉄損の向上効果
に乏しく、一方400 ℃を超えると磁束密度が劣化するの
で150 〜400 ℃の範囲とする。熱処理時間は、処理温度
が高温であるほど短くで済むが、20秒未満であると鉄損
の向上効果に乏しく、また、低温ほど長時間が必要であ
るが、100 時間を超えると磁束密度が劣化するので熱処
理時間は20秒〜100 時間とする。熱処理後の後段の圧延
がリバース圧延であるため、かかるリバース圧延での処
理能力等も考慮して熱処理時間は適宜に定めればよい。
熱処理の具体的方法は、コイル全体を保熱炉にて保熱す
る方式、圧延時の巻取部分でバーナーにて加熱する方
式、連続ラインで通板する方式などがあり、いずれの方
法でも構わない。
【００３２】熱処理を行った場合の後段の圧延は、リバ
ース式圧延によって少なくとも１パスを100 〜250 ℃の
温度域に制御する必要がある。圧延温度が100 ℃未満で
あると鉄損の改善効果に乏しく、一方250 ℃を超えると
磁束密度が劣化するので100〜250 ℃の範囲とする。
ース式圧延によって少なくとも１パスを100 〜250 ℃の
温度域に制御する必要がある。圧延温度が100 ℃未満で
あると鉄損の改善効果に乏しく、一方250 ℃を超えると
磁束密度が劣化するので100〜250 ℃の範囲とする。
【００３３】最終冷延の後は、脱炭焼鈍を行い、焼鈍分
離剤（例えばMgO を主成分とするもの）を鋼板表面に塗
布してから、1200℃程度の高温で最終仕上焼鈍を行い、
必要に応じて張力を付与するコーティングを施して製品
とする。
離剤（例えばMgO を主成分とするもの）を鋼板表面に塗
布してから、1200℃程度の高温で最終仕上焼鈍を行い、
必要に応じて張力を付与するコーティングを施して製品
とする。
【００３４】
実施例１ Ｃ：0.069 wt％、Si：3.31wt％、Mn：0.069 wt％、Ｓ：
0.023 wt％、Al：0.021 wt％Ｎ：0.0083wt％、Cu：0.13
wt％及びSb：0.027 wt％を含み、残部は実質的にFeの組
成よりなるけい素鋼スラブを1430℃で30分加熱後、熱間
圧延を行って板厚2.2 mmの熱延板とした。この熱延板を
1000℃で１分間焼鈍した後、第１回目の冷間圧延をタン
デム式一方向圧延により行って板厚1.5 mmとし、次いで
1100℃で２分間の中間焼鈍を行ってから最終１回の冷間
圧延を、表２に示す圧延条件及び熱処理条件にて行って
最終板厚0.23mmに仕上げた。後段の圧延における圧延温
度の確保は、出側の圧延油を切り、圧延発熱を利用する
方法で行った。次いで840℃で２分間の脱炭焼鈍を行
い、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、1200℃で５時間の仕上焼鈍を行った。かくして
得られた製品の磁気特性を表２に併記する。
0.023 wt％、Al：0.021 wt％Ｎ：0.0083wt％、Cu：0.13
wt％及びSb：0.027 wt％を含み、残部は実質的にFeの組
成よりなるけい素鋼スラブを1430℃で30分加熱後、熱間
圧延を行って板厚2.2 mmの熱延板とした。この熱延板を
1000℃で１分間焼鈍した後、第１回目の冷間圧延をタン
デム式一方向圧延により行って板厚1.5 mmとし、次いで
1100℃で２分間の中間焼鈍を行ってから最終１回の冷間
圧延を、表２に示す圧延条件及び熱処理条件にて行って
最終板厚0.23mmに仕上げた。後段の圧延における圧延温
度の確保は、出側の圧延油を切り、圧延発熱を利用する
方法で行った。次いで840℃で２分間の脱炭焼鈍を行
い、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、1200℃で５時間の仕上焼鈍を行った。かくして
得られた製品の磁気特性を表２に併記する。
【００３５】
【表２】
【００３６】実施例２ Ｃ：0.042 wt％、Si：3.33wt％、Mn：0.075 wt％、Se：
0.020 wt％及びSb：0.024 wt％を含み、残部は実質的に
Feの組成からなるけい素鋼スラブを、1430℃で30分加熱
後、熱間圧延を行って板厚2.2 mmの熱延板とした。この
熱延板を1000℃で１分間焼鈍した後、第１回目の冷間圧
延をタンデム式一方向圧延により行って板厚0.60mmと
し、次いで950 ℃で２分間の中間焼鈍を行ってから最終
１回の冷間圧延を、表３に示す圧延条件及び熱処理条件
にて行って最終板厚0.20mmに仕上げた。後段の圧延にお
ける圧延温度の確保は、入側に設けた誘導加熱装置を用
いた方法で行った。次いで840 ℃で２分間の脱炭焼鈍を
行い、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、1200℃で５時間の仕上焼鈍を行った。かくし
て得られた製品の磁気特性を表３に併記する。
0.020 wt％及びSb：0.024 wt％を含み、残部は実質的に
Feの組成からなるけい素鋼スラブを、1430℃で30分加熱
後、熱間圧延を行って板厚2.2 mmの熱延板とした。この
熱延板を1000℃で１分間焼鈍した後、第１回目の冷間圧
延をタンデム式一方向圧延により行って板厚0.60mmと
し、次いで950 ℃で２分間の中間焼鈍を行ってから最終
１回の冷間圧延を、表３に示す圧延条件及び熱処理条件
にて行って最終板厚0.20mmに仕上げた。後段の圧延にお
ける圧延温度の確保は、入側に設けた誘導加熱装置を用
いた方法で行った。次いで840 ℃で２分間の脱炭焼鈍を
行い、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、1200℃で５時間の仕上焼鈍を行った。かくし
て得られた製品の磁気特性を表３に併記する。
【００３７】
【表３】
【００３８】実施例３ 表４に示す成分からなるけい素鋼スラブを、1430℃で30
分加熱後、熱間圧延を行って板厚2.2 mmの熱延板とし
た。この熱延板を1000℃で１分間焼鈍した後、第１回目
の冷間圧延をタンデム式一方向圧延により行って板厚1.
5 mmとした後1100℃で２分間の中間焼鈍を行った。次い
で最終１回の冷間圧延を、前段は１パスのタンデム式一
方向圧延にて圧延温度80℃で板厚0.65mmとし、300 ℃で
２分の連続焼鈍を行った後、後段の圧延をリバース式圧
延機によって圧延時に出側の冷却油を切ることにより圧
延時の温度を180 ℃に制御して４パスにて0.23mmの最終
板厚に仕上げた。次いで840 ℃で２分間の脱炭焼鈍を行
い、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、1200℃で５時間の仕上焼鈍を行った。かくして
得られた製品の磁気特性を表４に併記する。
分加熱後、熱間圧延を行って板厚2.2 mmの熱延板とし
た。この熱延板を1000℃で１分間焼鈍した後、第１回目
の冷間圧延をタンデム式一方向圧延により行って板厚1.
5 mmとした後1100℃で２分間の中間焼鈍を行った。次い
で最終１回の冷間圧延を、前段は１パスのタンデム式一
方向圧延にて圧延温度80℃で板厚0.65mmとし、300 ℃で
２分の連続焼鈍を行った後、後段の圧延をリバース式圧
延機によって圧延時に出側の冷却油を切ることにより圧
延時の温度を180 ℃に制御して４パスにて0.23mmの最終
板厚に仕上げた。次いで840 ℃で２分間の脱炭焼鈍を行
い、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、1200℃で５時間の仕上焼鈍を行った。かくして
得られた製品の磁気特性を表４に併記する。
【００３９】
【表４】
【００４０】
【発明の効果】この発明は、最終冷延を前段と後段とに
分け、前段の圧延をタンデム式圧延機による一方向連続
圧延で100 ℃以下の温度で行い、後段の圧延をリバース
式圧延機により高温圧延することによって、最終冷延で
の前段と後段との役割を明確に区別し、それぞれに最適
な圧延形式と圧延温度を選択することができ、磁気特性
の極めて良好な製品を得ることができる。
分け、前段の圧延をタンデム式圧延機による一方向連続
圧延で100 ℃以下の温度で行い、後段の圧延をリバース
式圧延機により高温圧延することによって、最終冷延で
の前段と後段との役割を明確に区別し、それぞれに最適
な圧延形式と圧延温度を選択することができ、磁気特性
の極めて良好な製品を得ることができる。
【図１】この発明を導いた実験における最終冷延の前段
の圧延温度と製品板の磁束密度との関係について示すグ
ラフである。
の圧延温度と製品板の磁束密度との関係について示すグ
ラフである。
【図２】この発明を導いた実験における最終冷延の後段
の圧延温度と製品板の鉄損との関係について示すグラフ
である。
の圧延温度と製品板の鉄損との関係について示すグラフ
である。
【図３】前段の圧延温度と脱炭焼鈍後における鋼板表面
の集合組織中の（２２２）強度との関係について示すグ
ラフである。
の集合組織中の（２２２）強度との関係について示すグ
ラフである。
【図４】後段の圧延温度と脱炭焼鈍後の鋼板表面の集合
組織中の（１１０）強度との関係について示すグラフで
ある。
組織中の（１１０）強度との関係について示すグラフで
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小原 隆史 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 鉄鋼開発・生産本部 鉄 鋼研究所内 (56)参考文献 特開 昭62−202024（ＪＰ，Ａ) 特公 昭56−3892（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/12 H01F 1/16
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.02〜0.10wt％及びSi：2.0 〜4.5
wt％を含有するけい素鋼スラブを熱間圧延後、１回又は
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
した後、脱炭焼鈍、次いで鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布
してから最終仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる方向性
けい素鋼板の製造方法において、 最終１回の冷間圧延を前段と後段とに分け、この最終１
回の冷間圧延における合計圧下率Ｒ（％）に対して0.30
Ｒ〜0.80Ｒの圧下率に相当する板厚に到る前段の圧延を
一方向連続式圧延によって100 ℃以下の温度にて行い、
後段の圧延をリバース式圧延によって少なくとも１パス
を175 〜300 ℃の範囲の温度にて行うことを特徴とする
磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：0.02〜0.10wt％及びSi：2.0 〜4.5
wt％を含有するけい素鋼スラブを熱間圧延後、１回又は
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
した後、脱炭焼鈍、次いで鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布
してから最終仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる方向性
けい素鋼板の製造方法において、 最終１回の冷間圧延を前段と後段とに分け、この最終１
回の冷間圧延における合計圧下率Ｒ（％）に対して0.30
Ｒ〜0.80Ｒの圧下率に相当する板厚に到る前段の圧延を
一方向連続式圧延によって100 ℃以下の温度にて行い、
次いで150 〜400 ℃の温度範囲に20秒以上100 時間以下
保持した後、後段の圧延をリバース式圧延によって少な
くとも１パスを100 〜250 ℃の範囲の温度にて行うこと
を特徴とする磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6178158A JP3020810B2 (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6178158A JP3020810B2 (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0841543A JPH0841543A (ja) | 1996-02-13 |
| JP3020810B2 true JP3020810B2 (ja) | 2000-03-15 |
Family
ID=16043651
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6178158A Expired - Fee Related JP3020810B2 (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3020810B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6950723B2 (ja) * | 2018-09-26 | 2021-10-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1994
- 1994-07-29 JP JP6178158A patent/JP3020810B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0841543A (ja) | 1996-02-13 |
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