JPH0249371B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は磁気特性のすぐれた一方向性珪素鋼板
の製造方法に係り、特に連続鋳造スラブからの製
造方法に関する。 一方向性珪素鋼板は主として変圧器その他の電
気機器の鉄芯材料として使用されるもので、鉄損
値、磁束密度等の磁気特性がすぐれていることが
基本的に重要である。 一方向性珪素鋼板の製造工程における不可欠の
要素は、いわゆる最終高温焼鈍で一次再結晶粒か
ら｛110｝＜001＞方位の結晶粒に二次再結晶させ
ることである。このためには一次再結晶粒の正常
粒の成長を抑制するインヒビターと称する分散相
を必要とする。このインヒビターの代表的なもの
としては、特公昭33−9255号によるＳ、特公昭36
−17154号によるSe、特公昭40−15644号による
AlN、特公昭51−13469号によるSbとＳおよびSe
の方法が知られている。 これらのインヒビターの抑制効果は、最終高温
焼鈍前までに均一でかつ適正な寸法にインヒビタ
ーを分散させることによつて達成される。このた
め、現状では熱延前にスラブを高温に加熱し、イ
ンヒビター元素を十分に固溶させた後、熱延工程
以降、二次再結晶前までの工程で析出分散状態を
制御している。 従来の一方向性珪素鋼板の製造方法において
は、鋼塊から分塊圧延にて厚さ130〜250mmのスラ
ブを造り、そのスラブを1250℃以上で加熱し、イ
ンヒビターを固溶させた後熱延板としていた。次
に熱延板を１回ないし２回の冷延によつて最終板
厚とし、脱炭焼鈍を行つた後、二次再結晶および
純化を目的とした最終高温焼鈍を行うのが一般的
である。 ところで、近年鉄鋼の製造工程において、造塊
法から連続鋳造（以下連鋳と略称する）法に変り
つつある。この方法を一方向性珪素鋼板の製造に
適用した場合には分塊圧延による鋳造組織の破
壊、再結晶による結晶組織の微細化工程が省略さ
れるため、連鋳法固有の急冷凝固による柱状結晶
粒が前記のスラブ加熱で異常成長を起こし易く、
熱延後に粗大な延伸粒として残る。 この粗大な結晶粒は冷延、焼鈍を経た後も、再
結晶せず、その部分はインヒビターによる抑制効
果が十分であつても最終高温焼鈍でゴス方位の二
次再結晶が不完全となり、いわゆる帯状細粒組織
が主となり磁気特性の劣化を招く欠点がある。 特に通常のコイル幅約1000mmから50mm又は100
mm程度の板幅にスリツトして巻鉄芯用材とする場
合には帯状細粒がスリツト幅全体に占める割合が
極端に高まり、鉄芯の磁気特性を著しく悪化する
ので、変圧器製造業者は極度に注意をはらつてい
る。 この帯状細粒の防止対策として、特公昭54−
27820号は一方向性珪素鋼板の製造において、特
に特公昭50−37009号は高磁束密度一方向性珪素
鋼板においてそれぞれ連続鋳造したスラブから２
回の熱延工程を経て熱延板を造る技術を提案して
いる。しかしこの技術は２回の熱延工程を経て熱
延板を造る技術すなわち、鋼塊法における分塊圧
延工程に相当する予備熱延工程を採る技術であ
り、連鋳法本来の目的からみて合理的な製造方法
とは言えない。 一方向性珪素鋼の熱延方法に関し、特公昭38−
14009号の実施態様によればＣ≦0.05％、Mn≦
0.15％、Si：2.75〜3.5％を含む珪素鋼を925℃以
上で熱延、その温度から40℃／秒以上、好ましく
は65℃／秒で急冷し540℃以下の温度で巻取り、
480〜310℃の範囲内で一定時間時効させレンズ状
析出物を得ることを目的としている。この方法は
鋼塊を素材とした磁性改善方法に関するもので、
前記のような連鋳スラブのスラブ加熱で現われる
ような結晶粒の異常成長が起こらず、成品に帯状
細粒が発生しない。ところがこの方法と連鋳スラ
ブに適用した場合には、帯状細粒を防ぐ効果が不
十分な場合もあつた。さらにこの方法を実験した
場合に、コイル先端が仕上圧延機を離れてから巻
取機に巻付くまでの間の冷却速度が大きすぎるた
め、ウエイビングが大きくなり、先端部分が折れ
曲がつたり、搬送用ローラーの間隙にかみこんで
たりして巻取れない事故が頻発し、操業性および
経済性に問題があつた。 又特開昭56−33431号によれば珪素鋼を熱延す
る工程において巻取温度を700〜1000℃の範囲内
に制御する方法、および700〜1000℃で巻取り、
その鋼帯を水槽等に浸漬して急冷する方法を提案
している。これらの両法はAlNの析出分散状態
を改善し、二次再結晶を安定させることを目的と
しており、本発明のAlNを含有しない材料とは
対象が異なる。 本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決
し、連鋳スラブから磁気特性のすぐれた一方向性
珪素鋼板の製造方法を提供するにある。 上記の本発明の目的は次の２発明によつて達成
される。 第１発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち重量比にて、Ｃ：0.020〜0.080％、
Si：2.5〜4.0％、Mn：0.02〜0.10％、ＳおよびSe
の何れか１種又は２種の合計が0.008〜0.050％を
含み更に必要によりSb：0.10％以下を含有する珪
素鋼の連続鋳造スラブを熱間圧延する工程を有し
て成る一方向性珪素鋼板の製造方法において、前
記熱延鋼帯を仕上最終スタンドを離れてから下記
の(1)，(2)式より算出される温度の範囲まで７〜40
℃／秒の冷却速度で冷却した後巻取放冷する工程
を含むことを特徴とする磁気特性のすぐれた一方
向性珪素鋼板の製造方法である。 〔35×log₁₀V＋515〕℃ ……(1) 〔445×log₁₀V−570〕℃ ……(2) ただしＶ：仕上最終スタンドを離れてから巻取
るまでの熱延鋼帯の冷却速度（℃／秒） 第２発明の要旨とするところは、第１発明と同
一成分の連続鋳造スラブの熱間圧延において、熱
延鋼帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の(3)
式より算出される温度以下に７〜30℃／秒の冷却
速度で冷却した後巻取り、更に該巻取り鋼帯を水
冷する工程を含むことを特徴とする磁気特性のす
ぐれた一方向性珪素鋼板である。 〔20×log₁₀V＋555〕℃ ……(3) 本発明者らは一方向性珪素鋼連鋳スラブ素材か
ら帯状細粒のない均一にして磁気特性のすぐれた
成品を得る熱延方法に関して鋭意研究をした結
果、熱延仕上最終スタンドのロール通過後、巻取
りまでの間の冷却速度と巻取温度に大きな関係の
あることを見いだした。 次に実験データについて説明する。すなわち帯
状細粒の発生原因を鋭意追跡調査したところ、熱
延板の結晶組織の影響を大きく受けていることが
判明した。連鋳スラブからスラブ加熱、熱延を経
て得られた熱延板の結晶組織を第１図に示した
が、板厚中心部には粗大な延伸粒が存在する。 この粗大な延伸粒は連鋳時にできた粗い柱状晶
がスラブ加熱で異常成長し、熱延で伸ばされたも
のであり、｛100｝＜011＞または｛211｝＜011＞等
の方位を持つている。このため、後の冷延、焼鈍
を経てもほとんど安定で再結晶せず第２図Ａ、お
よび第３図Ａのように中間焼鈍後、脱炭焼鈍後に
も未再結晶粒として残る。その結果、成品には第
４図Ａに示したように帯状細粒が現われ、この部
分の結晶方位が｛110｝＜001＞方位から大きく外
れているために均一ですぐれた磁気特性が得られ
ない。 この対策として、熱延板の結晶組織改善方法を
種々検討し、帯状細粒の発生原因として熱延後の
冷却速度と巻取温度が関係していることが分つ
た。すなわち熱延後の冷却速度と巻取温度を適切
に制御した場合には、熱延板にたとえ粗大な延伸
粒があつても冷延、焼鈍を経ることにより中間焼
鈍後は第２図Ｂおよび脱炭焼鈍後の第３図Ｂに示
したように効果的に均一な結晶組織が得られる。
この結果、最終高温焼鈍で第４図Ｂに示したよう
な完全な二次再結晶組織となり、均一ですぐれた
磁気特性が得られることを見いだした。 次に本発明の成分限定理由について説明する。 Ｃ： Ｃは熱延板の結晶組織を細かくするために必要
な元素である。次にＣの含有量が結晶組織に及ぼ
す影響を調べた実験について説明する。 Ｃ：0.009〜0.056％、Si：2.95〜2.98％、Mn：
0.068〜0.073％、Ｓ：0.018〜0.020％、の組成の
９種の連鋳スラブから30mm厚のシートバーを造
り、その一端から小片のシートバーを切り出し
1330℃で加熱した後、850℃で熱延を終了した。
この熱延板をただちに24℃／秒の冷却速度で300
℃まで冷却した。これらの熱延板を酸洗後、いわ
ゆる中間焼鈍を挾む２回の冷延で0.30mm厚の一方
向性珪素鋼板の成品とし、この成品についてＣ含
有量と帯状細粒の発生面積率との関係を調べ第５
図に示した。 第５図から明らかな如く、Ｃの含有量は帯状細
粒の発生に大きな関係を有し、0.02％未満では帯
粒細粒の発生率が著しく大きく防止効果がないが
0.02％以上では帯状細粒の発生面積率は減少して
いる。 このためＣの含有量は下限を0.02％とするが、
0.08％を越すと最終高温焼鈍前の脱炭が困難とな
り磁性特性を劣化させるので、Ｃを0.02〜0.08％
の範囲に限定した。 Si： Siは2.5％未満ではα―γ変態が存在し、最終
高温焼鈍において二次再結晶を阻害する。一方
4.0％を越えると冷延時に割れを起こし易くなる
ので2.5〜4.0％の範囲に限定した。 Mn： MnはMnSあるいはMnSeを形成させインヒビ
ターの効果をあげる元素であるが、0.020％未満
ではその形成が不十分であり、0.10％を越えると
熱延前のインヒビターの固溶温度が高くなり、ス
ラブの加熱が困難になるので、0.020〜0.10％の
範囲に限定した。 Ｓ，Se： Ｓ，Seはそれぞれインヒビターの効果を有す
るが、それぞれの単独あるいは２種の合計で
0.008％未満では完全な二次再結晶が得られない
ので0.008％以上が必要である。一方単独あるい
は２種の合計で0.050％を越すと熱延前の固溶温
度が高まり、又最終高温焼鈍における脱硫あるい
は脱セレニウムが不十分となるので上限を0.05％
とした。 Sb： Sbは粒界に偏析して一次再結晶粒の成長を抑
制し、Ｓ，Seの何れか１種又は２種と共存し磁
気特性を向上させることができるが、0.10％を越
すとその効果が飽和するので0.10％以下に限定し
た。 なお本発明においては、インヒビターとして
Ｓ，SeおよびSbのみならず、その他の公知のイ
ンヒビターたとえばＢ，Bi，As，Pb、等の１種
又は２種を追加することもできる。 次に上記の限定成分を有する連続鋳造スラブか
らの一方向性珪素鋼板の製造方法について説明す
る。まず帯状細粒の発生状況と熱延仕上げ後の冷
却速度および巻取温度、冷却方法との関係を研究
し、帯状細粒のない磁気特性のすぐれた一方向性
珪素鋼板の製造方法を得た。 すなわちＣ：0.032％、Si：3.01％、Mn：0.072
％、Ｓ：0.020％の組成を有する連鋳スラブから
30mm厚のシートバーを造り、その一部分を用い
て、小片のシートバー116枚を切り出した。この
シートバーを1320℃で加熱し、2.5mmの熱延板に
熱延し850℃で熱延を終了した。この熱延板をた
だちに種々の冷却方法で冷却し、巻取温度に対応
する温度に到達した時点で、水槽に浸漬して急冷
したものと、鋼帯冷却条件に合わせて冷却できる
炉をあらかじめ巻取温度に合せておき、その炉に
装入し炉中冷却したものを造つた。この熱延板を
酸洗後、いわゆる中間焼鈍を挾む２回の冷延で
0.35mm厚の一方向性珪素鋼板の成品とし、この成
品について帯状細粒の発生を調査した。第６図お
よび第７図に熱延後の冷却速度、巻取温度と成品
における帯状細粒の発生面積率との関係を示し
た。なお第６図は巻取後放冷した場合、第７図は
巻取後水冷した場合を示している。 第６図から次のことが分る。熱延後の冷却速度
が遅い４℃／秒の場合は巻取温度を下げても帯状
細粒の発生を防止できない。冷却速度７〜40℃／
秒の場合は巻取温度を〔35×log₁₀V＋515〕℃以
下、〔445×log₁₀V―570〕℃以上の範囲に冷却し
て巻取り、巻取後放冷すると帯状細粒の発生を防
止できる。冷却速度が更に速い70〜260℃／秒の
場合は(1)，(2)式で示される温度範囲で巻取ること
により帯状細粒の発生を防止する。しかし、この
条件では熱延鋼帯の先端が圧延機を離れてから巻
付くまでの間にウエイビングが大きくなり、先端
部分が折れ曲つたり、搬送用ローラの間隙にかみ
込んだりして巻取れないことが多く操業性および
経済性の点で実用性が少ない。 第７図から巻取後水冷の場合、次のことが分
る。熱延後の冷却速度が遅い４℃／秒の場合は巻
取後水冷しても帯状細粒の発生を防止できない。
冷却速度７〜30℃／秒の場合は巻取温度を〔20×
log₁₀V＋555〕℃以下に冷却し巻取後水冷すると
帯状細粒を効果的に防止できる。冷却速度が更に
速い40〜260℃／秒の場合はいずれの巻取温度か
ら水冷しても帯状細粒の発生を防止できない。 実施例 １ Ｃ：0.038％、Si：3.02％、Mn：0.075％、Ｓ：
0.02％を含む厚さ200mmの珪素鋼連鋳スラブ５本
を1370℃に加熱した後、粗圧延機にて30mm厚のシ
ートバーとし、続いてストリツプミルにて2.5mm
厚の熱延鋼帯に仕上げ、熱延鋼帯が仕上圧延機の
ロールを離れてから巻取機までの冷却速度を冷却
水量、搬送速度等の調節により第１表に示す冷却
条件で冷却した。これらの熱延鋼帯を公知の方法
により酸洗後冷延で0.85mmの中

【表】 間板厚とし、次いで950℃３分間の焼鈍を行い、
再び冷延で0.35mmの最終板厚とし、840℃５分間
湿水素中で脱炭焼鈍しその後MgOを塗布し、
1170℃10時間水素中で最終高温焼鈍を行い一方向
性珪素鋼帯成品とした。この成品の帯状細粒の有
無と磁気特性を調査しその結果を同じく第１表に
示した。 第１表から比較例Ａ，Ｅ材は帯状細粒が発生し
磁気特性が著しく劣り、成品としての価値がない
のに比較して本発明例Ｂ，Ｃ，Ｄ材は何れも成品
に帯状細粒がなくすぐれた磁気特性が得られるこ
とが分る。 実施例 ２ Ｃ：0.035％、Si：2.98％、Mn：0.067％、Ｓ：
0.007％、Se：0.013％を含む厚さ200mmの珪素鋼
連鋳スラブ５本を1350℃に加熱し実施例１と同様
の方法により2.2mm厚の熱延鋼帯とし第２表の冷
却条件で冷却した。これらの熱延鋼帯を公知の方
法により酸洗後冷延により0.72mmの中間板厚と
し、950℃２分間焼鈍を施した後、

【表】 再び冷延によつて0.30mmの最終板厚とし、820
℃５分間湿水素中で脱炭焼鈍後MgOを塗布し、
1170℃10時間水素中で最終高温焼鈍を行い、一方
向性珪素鋼帯成品とし、その帯状細粒の有無、磁
気特性を調査し、同じく第２表に示した。 第２表から比較例Ｆ，Ｊ材は帯状細粒が発生し
磁気特性が劣るが、本発明例Ｇ，Ｈ，Ｉ材は帯状
細粒がなくすぐれた磁気特性を示し、インヒビタ
ーがＳ，Seでも同様の効果のあることが分る。 実施例 ３ Ｃ：0.040％、Si：2.95％、Mn：0.070％、Ｓ：
0.005％、Se：0.015％、Sb：0.025％を含む珪素
鋼連鋳スラブ５本を1370℃で加熱し、実施例１と
同様の方法により2.7mm厚の熱延鋼帯とし、第３
表の冷却条件で冷却した。これらの熱延鋼帯を公
知の方法により、酸洗後冷延で0.78mmの中間板厚
とし、950℃２分間の焼鈍を施した後、再び冷延
で0.30mmの最終板厚とし、850℃５分間湿水素中
で脱炭焼鈍後MgOを塗布した。これらの鋼帯を
870℃で20時間保持

【表】 した後1180℃に昇温し10時間水素中で最終高温焼
鈍して一方向性珪素鋼帯成品とした。この成品の
帯状細粒の有無と磁気特性を調査しその結果を同
じく第３表に示した。 第３表から比較材Ｋ，Ｏ材は帯状細粒が発生
し、磁気特性が劣つているのに対し、本発明Ｌ，
Ｍ，Ｎ材は成品に帯状細粒がなく磁気特性がきわ
めてすぐれており、インヒビターＳ，Se，Sbの
相乗効果のあることが分る。 本発明は上記実施例からも明らかな如く、成分
を限定し、連鋳スラブからの熱延工程において熱
延鋼帯を仕上最終スタンドから巻取る間およびそ
の後の冷却条件を限定することによつて帯状細粒
がなく磁気特性のすぐれた一方向性珪素鋼板を製
造することができた。

【図面の簡単な説明】

第１図は連鋳スラブからの一方向性珪素鋼の熱
延後の断面顕微鏡写真、第２図Ａ，Ｂは連鋳スラ
ブからの一方向性珪素鋼の中間焼鈍後の断面顕微
鏡写真であつて第２図Ａは従来法によるもの、第
２図Ｂは本発明方法によるもの、第３図Ａ，Ｂは
連鋳スラブからの一方向性珪素鋼の脱炭焼鈍後の
断面顕微鏡写真であつて第３図Ａは従来法による
もの、第３図Ｂは本発明法によるもの、第４図
Ａ，Ｂは一方向性珪素鋼成品のマクロ組織写真で
あつて第４図Ａは従来法によるもの、第４図Ｂは
本発明法によるもの、第５図は、炭素量と帯状細
粒の発生面積率との関係を示す線図、第６図は巻
取後放冷の場合の熱延後の冷却速度、巻取速度と
成品における帯状細粒の発生面積率との関係を示
す線図、第７図は巻取後水冷の場合の熱延後の冷
却速度、巻取温度と成品における帯状細粒の発生
面積率との関係を示す線図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量比にて、Ｃ：0.020〜0.080％、Si：2.5〜
   4.0％、Mn：0.02〜0.10％、ＳおよびSeの何れか
   １種又は２種の合計が0.008〜0.050％を含み更に
   必要によりSb：0.10％以下を含有する珪素鋼の連
   続鋳造スラブを熱間圧延する工程を有して成る一
   方向性珪素鋼板の製造方法において、前記熱延鋼
   帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の(1)，(2)
   式より算出される温度の範囲まで７〜40℃／秒の
   冷却速度で冷却した後巻取放冷する工程を含むこ
   とを特徴とする磁気特性のすぐれた一方向性珪素
   鋼板の製造方法。 〔35×log₁₀V＋515〕℃ …(1) 〔445×log₁₀V−570〕℃ …(2) ただしＶ：仕上最終スタンドを離れてから巻取
   るまでの熱延鋼帯の冷却速度（℃／秒） ２ 重量比にて、Ｃ：0.020〜0.080％、Si：2.5〜
   4.0％、Mn：0.02〜0.10％、ＳおよびSeの何れか
   １種又は２種の合計が0.008〜0.050％を含み更に
   必要によりSb：0.10％以下を含有する珪素鋼の連
   続鋳造スラブを熱間圧延する工程を有して成る一
   方向性珪素鋼板の製造方法において、前記熱延鋼
   帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の(3)式よ
   り算出される温度以下に７〜30℃／秒の冷却速度
   で冷却した後巻取り、更に該巻取り鋼帯を水冷す
   る工程を含むことを特徴とする磁気特性のすぐれ
   た一方向性珪素鋼板。 〔20×log₁₀V＋555〕℃ ……(3) ただしＶ：仕上最終スタンドを離れてから巻取
   るまでの熱延鋼帯の冷却速度（℃／秒）