JP3474628B2 - 超高珪素電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
超高珪素電磁鋼板の製造方法Info
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- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/14766—Fe-Si based alloys
- H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、電機機器の鉄心軟磁性
材料として用いられる磁気特性に優れた超高珪素電磁鋼
板を熱間圧延段階で板破断あるいは耳割れ（エッジクラ
ック）を生ぜしめることなく、また冷間圧延段階で板破
断が少なく、作業性の良好な操業を可能ならしめる超高
珪素電磁鋼板の製造方法に関するものである。本発明に
よって、特に高周波数領域の電機機器の鉄心に最適な板
厚の薄い超高珪素電磁鋼板の製造が可能となる。
材料として用いられる磁気特性に優れた超高珪素電磁鋼
板を熱間圧延段階で板破断あるいは耳割れ（エッジクラ
ック）を生ぜしめることなく、また冷間圧延段階で板破
断が少なく、作業性の良好な操業を可能ならしめる超高
珪素電磁鋼板の製造方法に関するものである。本発明に
よって、特に高周波数領域の電機機器の鉄心に最適な板
厚の薄い超高珪素電磁鋼板の製造が可能となる。
【０００２】
【従来の技術】Ｓｉを含有する鋼板は、優れた軟磁気特
性を有するから電力用変圧器あるいは回転機の鉄心とし
て用いられている。この種磁性材料においては、Ｓｉ含
有量が増加すると鉄損特性が向上する（鉄損値が低下す
る）。特に、Ｓｉ含有量：６．５％あるいはその近傍で
は、鉄損特性が良好であるとともに磁歪が零に近づくと
ころから透磁率も一段と高くなり、従来にない新しい機
能をもつ磁性材料となり得る。
性を有するから電力用変圧器あるいは回転機の鉄心とし
て用いられている。この種磁性材料においては、Ｓｉ含
有量が増加すると鉄損特性が向上する（鉄損値が低下す
る）。特に、Ｓｉ含有量：６．５％あるいはその近傍で
は、鉄損特性が良好であるとともに磁歪が零に近づくと
ころから透磁率も一段と高くなり、従来にない新しい機
能をもつ磁性材料となり得る。
【０００３】しかしながら、この超高珪素鋼は熱間圧延
する上で問題があり、工業的規模での生産は実用化に至
っていない。超高珪素鋼たとえば６．５％Ｓｉ鋼を熱間
圧延する上での問題として、この鋼は低温までα単相で
あるために粒が粗大化し、仕上熱間圧延段階で材料の縁
端部に割れ（耳割れ：エッジクラック）を生じ、材料破
断を惹起し易いという問題がある。この問題を解決すべ
く、多くの努力が重ねられ種々の提案がなされている。
する上で問題があり、工業的規模での生産は実用化に至
っていない。超高珪素鋼たとえば６．５％Ｓｉ鋼を熱間
圧延する上での問題として、この鋼は低温までα単相で
あるために粒が粗大化し、仕上熱間圧延段階で材料の縁
端部に割れ（耳割れ：エッジクラック）を生じ、材料破
断を惹起し易いという問題がある。この問題を解決すべ
く、多くの努力が重ねられ種々の提案がなされている。
【０００４】たとえば、３％前後のＳｉを含有する方向
性電磁鋼板の製造技術の分野においては、特公昭５４−
２７８２０号公報に、スラブを１０３５℃に加熱し５〜
５０％の圧下率を適用する圧延を施した後、この材料を
１２００〜１４００℃の温度域に加熱し熱間圧延を施す
プロセスを採ることによって結晶粒サイズの粗大化を抑
え、連続鋳造スラブから均等かつ優れた電磁特性を有す
る方向性電磁鋼板を得る製造プロセスが開示されている
ように、熱間圧延に先立って材料に加工を加えることが
なされてきた。
性電磁鋼板の製造技術の分野においては、特公昭５４−
２７８２０号公報に、スラブを１０３５℃に加熱し５〜
５０％の圧下率を適用する圧延を施した後、この材料を
１２００〜１４００℃の温度域に加熱し熱間圧延を施す
プロセスを採ることによって結晶粒サイズの粗大化を抑
え、連続鋳造スラブから均等かつ優れた電磁特性を有す
る方向性電磁鋼板を得る製造プロセスが開示されている
ように、熱間圧延に先立って材料に加工を加えることが
なされてきた。
【０００５】しかしながら前記特公昭５４−２７８２０
号公報に開示されている技術的手段では、Ｓｉを６．５
％前後含有する超高珪素鋼電磁鋼板が低温までα単相で
あるところから、材料を再加熱する段階で粒が粗大化
し、仕上熱間圧延段階で耳割れひいては材料破断を防止
することができない。通常、スラブにおける過大な粒成
長は１２６０〜１３５０℃の温度域で生じることが知ら
れている。
号公報に開示されている技術的手段では、Ｓｉを６．５
％前後含有する超高珪素鋼電磁鋼板が低温までα単相で
あるところから、材料を再加熱する段階で粒が粗大化
し、仕上熱間圧延段階で耳割れひいては材料破断を防止
することができない。通常、スラブにおける過大な粒成
長は１２６０〜１３５０℃の温度域で生じることが知ら
れている。
【０００６】また、特公平５−８６４５５号公報に、超
高珪素鋼の製造に際し、低温領域（１１００℃以下）で
５０％以上の圧下率を適用する粗圧延を施して、連続仕
上熱間圧延前の材料の結晶粒径を限定することによっ
て、仕上熱間圧延後に得られる熱延板の組織を圧延方向
に延伸した繊維状組織とする方法を開示している。
高珪素鋼の製造に際し、低温領域（１１００℃以下）で
５０％以上の圧下率を適用する粗圧延を施して、連続仕
上熱間圧延前の材料の結晶粒径を限定することによっ
て、仕上熱間圧延後に得られる熱延板の組織を圧延方向
に延伸した繊維状組織とする方法を開示している。
【０００７】これらの方法は、連続仕上熱間圧延条件を
限定することによって熱延板組織を制御し、材料破断を
防止せんとするものである。しかしながら、これらの技
術的手段によっては、超高珪素鋼の材料に発生する耳割
れ（エッジクラック）ひいては材料破断を完全に防止す
ることができなかった。
限定することによって熱延板組織を制御し、材料破断を
防止せんとするものである。しかしながら、これらの技
術的手段によっては、超高珪素鋼の材料に発生する耳割
れ（エッジクラック）ひいては材料破断を完全に防止す
ることができなかった。
【０００８】更に６．５％Ｓｉ鋼を冷間圧延する上での
問題として、 １）超高珪素鉄の結晶本来のイントリンシックな特性と
して、伸びが小さく、たとえば冷間圧延時に板破断を起
こし易い、 ２）超高珪素鉄の伸びが本質的に小さいことに起因して
冷間圧延によって板側縁部に割れを生じる所謂“耳割
れ”を発生し易い、 ３）超高珪素鉄は硬度が極めて高いため、最終板厚を薄
くする時に冷間圧延における圧延負荷が過大なものとな
る、等の問題がある。
問題として、 １）超高珪素鉄の結晶本来のイントリンシックな特性と
して、伸びが小さく、たとえば冷間圧延時に板破断を起
こし易い、 ２）超高珪素鉄の伸びが本質的に小さいことに起因して
冷間圧延によって板側縁部に割れを生じる所謂“耳割
れ”を発生し易い、 ３）超高珪素鉄は硬度が極めて高いため、最終板厚を薄
くする時に冷間圧延における圧延負荷が過大なものとな
る、等の問題がある。
【０００９】冷間圧延性を改善する方法として、６．５
％Ｓｉ鉄中に第３元素を合金化する方法が発表されてい
る。たとえばＣ．Ａ．ＣlarkらはＩＥＥ．113(1966）ｐ
345に、Ｎｉを添加することによる効果を、Ｋ．Ｎarit
a らはＩＥＥＥ Ｔrans．Ｍag．ＭＡＧ−14（1978）ｐ
258に、Ｍｎを添加することによる効果を示している。
一方、特開平１−２９９７０２号公報では圧延温度を３
５０〜４５０℃として圧延を行う方法と装置を開示して
いるが、この温度範囲は従来の冷間圧延技術では対応で
きない。
％Ｓｉ鉄中に第３元素を合金化する方法が発表されてい
る。たとえばＣ．Ａ．ＣlarkらはＩＥＥ．113(1966）ｐ
345に、Ｎｉを添加することによる効果を、Ｋ．Ｎarit
a らはＩＥＥＥ Ｔrans．Ｍag．ＭＡＧ−14（1978）ｐ
258に、Ｍｎを添加することによる効果を示している。
一方、特開平１−２９９７０２号公報では圧延温度を３
５０〜４５０℃として圧延を行う方法と装置を開示して
いるが、この温度範囲は従来の冷間圧延技術では対応で
きない。
【００１０】前記２）項の冷間圧延材の耳割れの問題
は、１）項の問題を解決するための手段によって解決さ
れ得る。加えて、耳割れ防止のために、一般的に他の鋼
種で実施されている手段をより丁寧に適用することが、
超高珪素鋼の冷間圧延に際しても有効である。たとえ
ば、特開昭６２−１２７０９７号公報には、ロール端部
のヒート・クラウンを制御することによって耳割れを防
止することを提案している。
は、１）項の問題を解決するための手段によって解決さ
れ得る。加えて、耳割れ防止のために、一般的に他の鋼
種で実施されている手段をより丁寧に適用することが、
超高珪素鋼の冷間圧延に際しても有効である。たとえ
ば、特開昭６２−１２７０９７号公報には、ロール端部
のヒート・クラウンを制御することによって耳割れを防
止することを提案している。
【００１１】前記３）項の圧延負荷が過大になるという
問題は、Ｓｉ含有量が増大するに伴って鋼の硬さが増
し、たとえば６．５％Ｓｉでは硬度（Ｈｖ）が３９０に
も達し、冷間圧延荷重が過大になるという問題である。
圧延ゲージが薄くなると、一層圧延荷重が大きくなる。
一般に圧延ロールの径を小さくするとロールと圧延材の
接触弧長が小さくなるから、低荷重で板材を圧延するこ
とができるようになる。従って、従来Ｓｉを約３％含有
する一方向性電磁鋼板あるいは無方向性電磁鋼板の冷間
圧延に際しては１００mm以下の径のワークロールをもつ
センジマーミルが用いられている。まして、３％Ｓｉ材
よりも格段に硬度の高い６．５％Ｓｉ材を薄手まで冷間
圧延しようとする場合は、小径ワークロールをもつ圧延
機での圧延が必須となる。ところが６．５％Ｓｉ材を小
径のワークロールをもつ圧延機で冷間圧延すると、特開
昭６３−１４５７１６号公報に示しているように、スト
リップ破断の問題を生じる。従って、小径ロールを使用
して圧延するためにも、前記１）項の問題解決手段が必
要となる。
問題は、Ｓｉ含有量が増大するに伴って鋼の硬さが増
し、たとえば６．５％Ｓｉでは硬度（Ｈｖ）が３９０に
も達し、冷間圧延荷重が過大になるという問題である。
圧延ゲージが薄くなると、一層圧延荷重が大きくなる。
一般に圧延ロールの径を小さくするとロールと圧延材の
接触弧長が小さくなるから、低荷重で板材を圧延するこ
とができるようになる。従って、従来Ｓｉを約３％含有
する一方向性電磁鋼板あるいは無方向性電磁鋼板の冷間
圧延に際しては１００mm以下の径のワークロールをもつ
センジマーミルが用いられている。まして、３％Ｓｉ材
よりも格段に硬度の高い６．５％Ｓｉ材を薄手まで冷間
圧延しようとする場合は、小径ワークロールをもつ圧延
機での圧延が必須となる。ところが６．５％Ｓｉ材を小
径のワークロールをもつ圧延機で冷間圧延すると、特開
昭６３−１４５７１６号公報に示しているように、スト
リップ破断の問題を生じる。従って、小径ロールを使用
して圧延するためにも、前記１）項の問題解決手段が必
要となる。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような技
術の現状に鑑み、磁気特性、特に中高周波数領域で優れ
た鉄損特性を有する超高珪素鋼（６．５％Ｓｉあるいは
その近傍のＳｉを含有する鋼）の熱延板及び冷延板を材
料に耳割れ（エッジクラック）ひいては材料破断を惹起
することなく製造することができるプロセスを提供する
ことを目的とする。
術の現状に鑑み、磁気特性、特に中高周波数領域で優れ
た鉄損特性を有する超高珪素鋼（６．５％Ｓｉあるいは
その近傍のＳｉを含有する鋼）の熱延板及び冷延板を材
料に耳割れ（エッジクラック）ひいては材料破断を惹起
することなく製造することができるプロセスを提供する
ことを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明が特徴とするところは下記のとおりである。す
なわち、重量％で、 Ｃ ≦０．００６％、 Ｓｉ：５．
０〜７．１％、 Ｍｎ：０．０７〜０．３０％、 Ｓ ≦０．
００７％、 酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．０３８％、total Ｎ：
８〜３０ppm 、 残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる超高珪素
鋼のインゴットあるいは連続鋳造スラブを、１１００℃
を超え１２５０℃以下の温度で加熱し、累積圧下率５０
％を超えた圧下率で粗圧延後、１１００℃を超え１２５
０℃以下の温度域で再加熱し熱間圧延する際に、被圧延
材料の温度を６００℃以上、各パス間時間を１０秒超と
して圧延し巻取後、表面酸化物（スケール）が付着した
ままの状態で板温度が１５０〜７５０℃の温度域で圧延
し表面酸化物を除去後焼鈍し冷間圧延を行い、しかる後
に再結晶及び粒成長を目的とする焼鈍を施すことを特徴
とする超高珪素電磁鋼板の製造方法にある。更に本発明
は、板温度を１５０〜７５０℃の温度域としてなされる
冷間圧延により、最終板厚を０．２３mm以下とすること
を特徴としている。
に本発明が特徴とするところは下記のとおりである。す
なわち、重量％で、 Ｃ ≦０．００６％、 Ｓｉ：５．
０〜７．１％、 Ｍｎ：０．０７〜０．３０％、 Ｓ ≦０．
００７％、 酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．０３８％、total Ｎ：
８〜３０ppm 、 残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる超高珪素
鋼のインゴットあるいは連続鋳造スラブを、１１００℃
を超え１２５０℃以下の温度で加熱し、累積圧下率５０
％を超えた圧下率で粗圧延後、１１００℃を超え１２５
０℃以下の温度域で再加熱し熱間圧延する際に、被圧延
材料の温度を６００℃以上、各パス間時間を１０秒超と
して圧延し巻取後、表面酸化物（スケール）が付着した
ままの状態で板温度が１５０〜７５０℃の温度域で圧延
し表面酸化物を除去後焼鈍し冷間圧延を行い、しかる後
に再結晶及び粒成長を目的とする焼鈍を施すことを特徴
とする超高珪素電磁鋼板の製造方法にある。更に本発明
は、板温度を１５０〜７５０℃の温度域としてなされる
冷間圧延により、最終板厚を０．２３mm以下とすること
を特徴としている。
【００１４】以下本発明を詳細に説明する。本発明者ら
は、６．５％Ｓｉ含有鋼について材料を破断せしめるこ
となく熱間圧延熱延板を製造する手段を検討した、通常
の熱間圧延では、表層部は再結晶して等軸粒となるが中
心層は圧延長手方向に伸びた延伸粒となっておりその等
軸粒と延伸粒の境目で割れが発生し熱間圧延時に破断を
生じる。そこで、本発明者らは、熱間圧延段階で材料を
再結晶させながら結晶粒を小さくし延伸粒をなくし全板
厚が等軸粒となるような熱間圧延方法を見出した。
は、６．５％Ｓｉ含有鋼について材料を破断せしめるこ
となく熱間圧延熱延板を製造する手段を検討した、通常
の熱間圧延では、表層部は再結晶して等軸粒となるが中
心層は圧延長手方向に伸びた延伸粒となっておりその等
軸粒と延伸粒の境目で割れが発生し熱間圧延時に破断を
生じる。そこで、本発明者らは、熱間圧延段階で材料を
再結晶させながら結晶粒を小さくし延伸粒をなくし全板
厚が等軸粒となるような熱間圧延方法を見出した。
【００１５】すなわち、材料（スラブ）を１１００℃を
超え１２５０℃の温度領域に予備加熱してから５０％以
上の圧下率を適用する圧延を施して材料に歪を導入した
後、１１００℃を超え１２５０℃以下の温度域に再加熱
して結晶粒を微細均一化させる。こうすることによって
次の熱間圧延段階で材料の破断を防止し得る。十分な再
結晶を達成するには、５０％以上の歪が必要であるため
累積圧下率を５０％以上とする。スラブの加熱温度は、
１１００℃を超え１２５０℃の温度域とする。加熱温度
が１１００℃に満たないと十分な再結晶が行われず、一
方加熱温度が１２５０℃を超えると材料に過大な粒成長
を生じる。
超え１２５０℃の温度領域に予備加熱してから５０％以
上の圧下率を適用する圧延を施して材料に歪を導入した
後、１１００℃を超え１２５０℃以下の温度域に再加熱
して結晶粒を微細均一化させる。こうすることによって
次の熱間圧延段階で材料の破断を防止し得る。十分な再
結晶を達成するには、５０％以上の歪が必要であるため
累積圧下率を５０％以上とする。スラブの加熱温度は、
１１００℃を超え１２５０℃の温度域とする。加熱温度
が１１００℃に満たないと十分な再結晶が行われず、一
方加熱温度が１２５０℃を超えると材料に過大な粒成長
を生じる。
【００１６】図１に圧延温度とパス間時間による再結晶
状況を示す。各パス間時間が１０秒を超えかつ圧延温度
が６００℃以上で熱間圧延を行えばコイル全長、全幅に
わたり耳割れ及び破断なく圧延できることがわかり組織
をみると十分再結晶しているのがわかった。この圧延
は、通常の連続熱間圧延で行うこともできるが圧延機の
前後にファーネスコイラを配置したステッケルミルで圧
延することが望ましい。
状況を示す。各パス間時間が１０秒を超えかつ圧延温度
が６００℃以上で熱間圧延を行えばコイル全長、全幅に
わたり耳割れ及び破断なく圧延できることがわかり組織
をみると十分再結晶しているのがわかった。この圧延
は、通常の連続熱間圧延で行うこともできるが圧延機の
前後にファーネスコイラを配置したステッケルミルで圧
延することが望ましい。
【００１７】更に本発明者らは、６．５％Ｓｉ含有鋼に
おいて、材料を一方向性電磁鋼板製造技術なみの板温度
での圧延により、今迄にない薄板厚まで冷間圧延可能と
する鋼中の含有成分構成を検討した。鋼中の一成分、一
成分の単独効果を検討することはもちろん、全成分の最
適組合せ条件について数多くの試験圧延を行った結果、
本発明の対象鋼素材の成分範囲を、重量で、Ｃ≦０．０
０６％、Ｓｉ：５．０〜７．１％、Ｍｎ：０．０７〜
０．３０％、Ｓ≦０．００７％、酸可溶性Ａｌ：０．０
０６〜０．０３８％、total Ｎ：８〜３０ppm 、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなるように限定した。
おいて、材料を一方向性電磁鋼板製造技術なみの板温度
での圧延により、今迄にない薄板厚まで冷間圧延可能と
する鋼中の含有成分構成を検討した。鋼中の一成分、一
成分の単独効果を検討することはもちろん、全成分の最
適組合せ条件について数多くの試験圧延を行った結果、
本発明の対象鋼素材の成分範囲を、重量で、Ｃ≦０．０
０６％、Ｓｉ：５．０〜７．１％、Ｍｎ：０．０７〜
０．３０％、Ｓ≦０．００７％、酸可溶性Ａｌ：０．０
０６〜０．０３８％、total Ｎ：８〜３０ppm 、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなるように限定した。
【００１８】材料成分と割れの関係については、特開昭
６２−１０３３２１号公報で一般的な傾向としてＭｎ≦
０．５％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦２
％、Ｃ≦１％が望ましいとされているが、これは普通鋼
においても一般的な傾向として常識であり、特に６．５
％Ｓｉ鋼に対する新規知見を示すものでなく、またその
範囲も上限を示すだけで６．５％Ｓｉ鋼特有の成分条件
を規定するものではない。ところで、鋼中Ｎ量が少ない
ほど靭性がよくなることは知られている。しかしなが
ら、工業的精錬技術の中でＮを下げることは、最先端精
錬技術分野においても特開昭６２−１０３３２６号公報
に示されるように高々８ppm までである。木村宏が日本
金属学会会報 Vol．２１，No．１０，Ｐ７５７で解説し
ているＮの影響は特殊処理で数ppm 以下に下げた範囲で
の技術である。このような意味で、本発明者らの目標と
する技術は、一般的な量産型の精錬技術によるＮが８pp
m 以上残存する素材を用いて、６．５％Ｓｉ鋼の薄板厚
圧延を可能にしようとするものである。
６２−１０３３２１号公報で一般的な傾向としてＭｎ≦
０．５％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦２
％、Ｃ≦１％が望ましいとされているが、これは普通鋼
においても一般的な傾向として常識であり、特に６．５
％Ｓｉ鋼に対する新規知見を示すものでなく、またその
範囲も上限を示すだけで６．５％Ｓｉ鋼特有の成分条件
を規定するものではない。ところで、鋼中Ｎ量が少ない
ほど靭性がよくなることは知られている。しかしなが
ら、工業的精錬技術の中でＮを下げることは、最先端精
錬技術分野においても特開昭６２−１０３３２６号公報
に示されるように高々８ppm までである。木村宏が日本
金属学会会報 Vol．２１，No．１０，Ｐ７５７で解説し
ているＮの影響は特殊処理で数ppm 以下に下げた範囲で
の技術である。このような意味で、本発明者らの目標と
する技術は、一般的な量産型の精錬技術によるＮが８pp
m 以上残存する素材を用いて、６．５％Ｓｉ鋼の薄板厚
圧延を可能にしようとするものである。
【００１９】本発明者らは、このような現状を認識した
上で、６．５％Ｓｉ鋼の圧延割れに対する鋼中Ｎの影響
に注目し研究した結果、圧延割れを減少させる適切なＡ
ｌ量を見出した。そして、この時の圧延前の鋼板中のＮ
形態の状況が割れと関係することを認識した。Ｃ：０．
００５％、Ｓｉ：６．５０％、Ｍｎ：０．１７％、Ｐ：
０．００７％、Ｓ：０．００２％を含み、残部Ｆｅ及び
不可避的不純物からなり、かつ酸可溶性ＡｌとＮが図２
に示す関係にある５０kgインゴットを作成し、１２００
℃で加熱し、４パスの熱間加工後１２００℃に再加熱
し、仕上温度約９８０℃で１．７mm厚の鋼板とした。こ
の鋼板から各成分材について、幅５cm×長１２cmの試料
を１０枚準備し、１８０℃の板温度で０．２３mm厚まで
冷延した。その時の板破断状況を図２に示した。図２か
ら冷延破断発生割合はＴ．Ｎ（Total Ｎ）が少ないほど
減少する傾向にあり、酸可溶性Ａｌについては少なくて
も多すぎても増加することがわかる。Ｔ．Ｎが８（これ
以上の低Ｎ材は一般的溶解条件では得られなかった）〜
３０ppm 、そして酸可溶性Ａｌが０．００６〜０．０３
８％の範囲で良好な冷間圧延ができた。
上で、６．５％Ｓｉ鋼の圧延割れに対する鋼中Ｎの影響
に注目し研究した結果、圧延割れを減少させる適切なＡ
ｌ量を見出した。そして、この時の圧延前の鋼板中のＮ
形態の状況が割れと関係することを認識した。Ｃ：０．
００５％、Ｓｉ：６．５０％、Ｍｎ：０．１７％、Ｐ：
０．００７％、Ｓ：０．００２％を含み、残部Ｆｅ及び
不可避的不純物からなり、かつ酸可溶性ＡｌとＮが図２
に示す関係にある５０kgインゴットを作成し、１２００
℃で加熱し、４パスの熱間加工後１２００℃に再加熱
し、仕上温度約９８０℃で１．７mm厚の鋼板とした。こ
の鋼板から各成分材について、幅５cm×長１２cmの試料
を１０枚準備し、１８０℃の板温度で０．２３mm厚まで
冷延した。その時の板破断状況を図２に示した。図２か
ら冷延破断発生割合はＴ．Ｎ（Total Ｎ）が少ないほど
減少する傾向にあり、酸可溶性Ａｌについては少なくて
も多すぎても増加することがわかる。Ｔ．Ｎが８（これ
以上の低Ｎ材は一般的溶解条件では得られなかった）〜
３０ppm 、そして酸可溶性Ａｌが０．００６〜０．０３
８％の範囲で良好な冷間圧延ができた。
【００２０】次に、本発明における成分条件及びプロセ
ス条件の限定理由を説明する。Ｃは、最終製品に不純物
として残存すると製品の磁気特性を劣化させるから、そ
の含有量は可及的に少ない方がよい。特に、Ｃ含有量が
０．００６％を超えると、製品の磁気特性を大きく劣化
させる。また、熱間圧延のし易さの点からもＣ含有量が
少ない方がよい。
ス条件の限定理由を説明する。Ｃは、最終製品に不純物
として残存すると製品の磁気特性を劣化させるから、そ
の含有量は可及的に少ない方がよい。特に、Ｃ含有量が
０．００６％を超えると、製品の磁気特性を大きく劣化
させる。また、熱間圧延のし易さの点からもＣ含有量が
少ない方がよい。
【００２１】Ｓｉは、本発明の目的が製品の磁歪が最小
となる略６．５％Ｓｉ鋼の薄板厚製品を工業的に製造し
得るプロセスの確立にあることに鑑み、Ｓｉ含有量は
６．５％を中心に若干の上下幅をもつ範囲内であればよ
い。しかして、Ｓｉ含有量の下限は、従来市販されてい
ない珪素鋼板の範囲である５．０％とし、可及的に６．
５％に近い値が好ましい。一方、Ｓｉ含有量が７．１％
を超えると、材料の加工性が急激に劣化するにも拘ら
ず、得られる製品の磁気特性はそれ以上は向上しない。
となる略６．５％Ｓｉ鋼の薄板厚製品を工業的に製造し
得るプロセスの確立にあることに鑑み、Ｓｉ含有量は
６．５％を中心に若干の上下幅をもつ範囲内であればよ
い。しかして、Ｓｉ含有量の下限は、従来市販されてい
ない珪素鋼板の範囲である５．０％とし、可及的に６．
５％に近い値が好ましい。一方、Ｓｉ含有量が７．１％
を超えると、材料の加工性が急激に劣化するにも拘ら
ず、得られる製品の磁気特性はそれ以上は向上しない。
【００２２】Ｍｎについては０．０７〜０．３０％の範
囲で冷間圧延破断割合が少なく、特に板厚が０．２０mm
以下のように薄い領域で効果が大きい。Ｓについては、
少ないほど冷間加工性がよくなり、また不純物として最
終製品に残存して磁性を劣化させることがなくなるの
で、可及的に少ないことが望ましい。このような理由か
ら０．００７％以下とする。下限については少ないほど
望ましいが、一般的な工業的精錬技術では０．０００８
％程度が限界である。
囲で冷間圧延破断割合が少なく、特に板厚が０．２０mm
以下のように薄い領域で効果が大きい。Ｓについては、
少ないほど冷間加工性がよくなり、また不純物として最
終製品に残存して磁性を劣化させることがなくなるの
で、可及的に少ないことが望ましい。このような理由か
ら０．００７％以下とする。下限については少ないほど
望ましいが、一般的な工業的精錬技術では０．０００８
％程度が限界である。
【００２３】酸可溶性ＡｌとＴ．Ｎについては、その組
合せ範囲として０．００６〜０．０３８％と８〜３０pp
m の領域で冷間加工性が良好である。この範囲にある
時、鋼中に含有されるＴ．Ｎの存在状態が、鋼の靭性を
劣化させない析出物形態にあるためと考えられる。上記
以外の成分は、特に限定しない。
合せ範囲として０．００６〜０．０３８％と８〜３０pp
m の領域で冷間加工性が良好である。この範囲にある
時、鋼中に含有されるＴ．Ｎの存在状態が、鋼の靭性を
劣化させない析出物形態にあるためと考えられる。上記
以外の成分は、特に限定しない。
【００２４】次いで、溶鋼は鋳造され、熱間圧延され
る。鋳造に関し、本発明では特に限定条件はなく、一般
的な方法を用いることができる。熱間圧延は、板温度１
２０〜７５０℃で圧延される。板温度が７５０℃を超え
ると、表面酸化物（スケール）が地鉄にくい込み酸洗後
の粗度が非常に大きくなり、その後の冷間圧延にても平
滑とならない。圧延に際し、板温度がこの範囲にあれば
よく、保定時間は基本的には必要でない。
る。鋳造に関し、本発明では特に限定条件はなく、一般
的な方法を用いることができる。熱間圧延は、板温度１
２０〜７５０℃で圧延される。板温度が７５０℃を超え
ると、表面酸化物（スケール）が地鉄にくい込み酸洗後
の粗度が非常に大きくなり、その後の冷間圧延にても平
滑とならない。圧延に際し、板温度がこの範囲にあれば
よく、保定時間は基本的には必要でない。
【００２５】冷間圧延で狙う板厚は薄いほど鉄損がよく
なり望ましいが、圧延板厚が薄くなると圧延荷重が大き
くなるので、圧延作業が困難になる。そこで圧延ロール
の径を小さくして多段にしたり、また圧延途中で焼鈍し
て再結晶させることにより軟かくすることが有効な方法
となる。冷間圧延における冷延率については特に限定し
ない。冷間圧延率は熱間圧延機の能力、または薄板鋳造
技術の程度によって決まる素材板厚と製品板厚の関係で
決まり、５０〜８０％程度の冷延率が採用される。
なり望ましいが、圧延板厚が薄くなると圧延荷重が大き
くなるので、圧延作業が困難になる。そこで圧延ロール
の径を小さくして多段にしたり、また圧延途中で焼鈍し
て再結晶させることにより軟かくすることが有効な方法
となる。冷間圧延における冷延率については特に限定し
ない。冷間圧延率は熱間圧延機の能力、または薄板鋳造
技術の程度によって決まる素材板厚と製品板厚の関係で
決まり、５０〜８０％程度の冷延率が採用される。
【００２６】最終板厚とされた冷延板を８００〜１０２
０℃の温度域で焼鈍し、再結晶と粒成長を行い製品とす
る。焼鈍時間は温度が低い時は長く、高い時は短かくな
り、３０秒〜３時間程度が採用される。
０℃の温度域で焼鈍し、再結晶と粒成長を行い製品とす
る。焼鈍時間は温度が低い時は長く、高い時は短かくな
り、３０秒〜３時間程度が採用される。
【００２７】
〔実施例１〕Ｃ：０．００４％、Ｓｉ：６．５７％、Ｍ
ｎ：０．１８％、酸可溶性Ａｌ：０．０２％、Ｔ．Ｎ：
０．００１５％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物
を含有するインゴット５０kgを、鋳造直後に加熱温度１
１５０℃で３０分加熱し４パスで４０mmまで圧延し、再
加熱を１１５０℃で３０分行い、圧延温度を４００℃，
６００℃，８００℃，１０００℃で、各パス間時間を
０．１秒，１秒，５秒，１０秒，６０秒，１００秒，１
０００秒のいずれかで２．０mmまで圧延した時の熱延板
の割れ状況を表１に示す。表１の結果から６００℃以上
かつ各パス間時間が１０秒を超えて再結晶しながら熱間
圧延したものは割れが生じないことがわかる。
ｎ：０．１８％、酸可溶性Ａｌ：０．０２％、Ｔ．Ｎ：
０．００１５％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物
を含有するインゴット５０kgを、鋳造直後に加熱温度１
１５０℃で３０分加熱し４パスで４０mmまで圧延し、再
加熱を１１５０℃で３０分行い、圧延温度を４００℃，
６００℃，８００℃，１０００℃で、各パス間時間を
０．１秒，１秒，５秒，１０秒，６０秒，１００秒，１
０００秒のいずれかで２．０mmまで圧延した時の熱延板
の割れ状況を表１に示す。表１の結果から６００℃以上
かつ各パス間時間が１０秒を超えて再結晶しながら熱間
圧延したものは割れが生じないことがわかる。
【００２８】
【表１】
【００２９】〔実施例２〕Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，酸可溶
性Ａｌが表２に示すもので、残部がＦｅ及び不可避的不
純物である５０kgインゴットを作成し、１２００℃に加
熱して５０％以上の累積圧下率で圧延することにより歪
を導入し、１２００℃に再加熱後、圧延を行い１．８mm
厚の鋼板とした。この鋼板から各成分材について、幅５
cm×長１２cm×１０枚を準備し、１８０℃の板温度で
０．２３mm厚まで冷間圧延した。この時の冷間圧延破断
割合を表２に示した。本発明で限定した成分条件を満た
す鋼板については、０．２３mm厚までほとんど冷間圧延
破断を生じることなく圧延可能であった。
性Ａｌが表２に示すもので、残部がＦｅ及び不可避的不
純物である５０kgインゴットを作成し、１２００℃に加
熱して５０％以上の累積圧下率で圧延することにより歪
を導入し、１２００℃に再加熱後、圧延を行い１．８mm
厚の鋼板とした。この鋼板から各成分材について、幅５
cm×長１２cm×１０枚を準備し、１８０℃の板温度で
０．２３mm厚まで冷間圧延した。この時の冷間圧延破断
割合を表２に示した。本発明で限定した成分条件を満た
す鋼板については、０．２３mm厚までほとんど冷間圧延
破断を生じることなく圧延可能であった。
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】本発明は、磁気特性、特に中高周波数領
域で優れた鉄損特性を有する超高珪素鋼（６．５％Ｓｉ
あるいはその近傍のＳｉを含有する鋼）用の熱延板及び
冷延板を材料に耳割れ（エッジクラック）ひいては材料
破断を惹起することなく製造することができるプロセス
を提供することができる。
域で優れた鉄損特性を有する超高珪素鋼（６．５％Ｓｉ
あるいはその近傍のＳｉを含有する鋼）用の熱延板及び
冷延板を材料に耳割れ（エッジクラック）ひいては材料
破断を惹起することなく製造することができるプロセス
を提供することができる。
【図１】圧延温度とパス間時間で破断しないでコイル作
成可能範囲を示す図。
成可能範囲を示す図。
【図２】鋼中のＴ．Ｎと酸可溶性Ａｌの異なる鋼板の冷
間圧延破断率を示した図。
間圧延破断率を示した図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平５−287383（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−186826（ＪＰ，Ａ)
特公 平３−65001（ＪＰ，Ｂ２)
特公 平５−86455（ＪＰ，Ｂ２)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/12
C21D 9/46 501
C22C 38/00 - 38/60
B21B 3/02
H01F 1/16 - 1/18
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ≦０．００６％、 Ｓｉ：５．０〜７．１％、 Ｍｎ：０．０７〜０．３０％、 Ｓ ≦０．００７％、 酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．０３８％、 total Ｎ：８〜３０ppm 、 残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる超高珪素
鋼のインゴットあるいは連続鋳造スラブを、１１００℃
を超え１２５０℃以下の温度で加熱し、累積圧下率５０
％を超えた圧下率で粗圧延後、１１００℃を超え１２５
０℃以下の温度域で再加熱し熱間圧延する際に、被圧延
材料の温度を６００℃以上、各パス間時間を１０秒超と
して圧延し巻取後、表面酸化物（スケール）が付着した
ままの状態で板温度が１５０〜７５０℃の温度域で圧延
し表面酸化物を除去後焼鈍し冷間圧延を行い、しかる後
に再結晶及び粒成長を目的とする焼鈍を施すことを特徴
とする超高珪素電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 板温度を１５０〜７５０℃の温度域とし
てなされる冷間圧延により、最終板厚を０．２３mm以下
とすることを特徴とする請求項１記載の超高珪素電磁鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04730494A JP3474628B2 (ja) | 1994-03-17 | 1994-03-17 | 超高珪素電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04730494A JP3474628B2 (ja) | 1994-03-17 | 1994-03-17 | 超高珪素電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07252528A JPH07252528A (ja) | 1995-10-03 |
| JP3474628B2 true JP3474628B2 (ja) | 2003-12-08 |
Family
ID=12771556
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04730494A Expired - Fee Related JP3474628B2 (ja) | 1994-03-17 | 1994-03-17 | 超高珪素電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3474628B2 (ja) |
-
1994
- 1994-03-17 JP JP04730494A patent/JP3474628B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07252528A (ja) | 1995-10-03 |
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