JPH07197126A - 磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPH07197126A JPH07197126A JP5351030A JP35103093A JPH07197126A JP H07197126 A JPH07197126 A JP H07197126A JP 5351030 A JP5351030 A JP 5351030A JP 35103093 A JP35103093 A JP 35103093A JP H07197126 A JPH07197126 A JP H07197126A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】短時間の最終焼鈍で安定したGoss組織を形成す
ることができる磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方
法を提供することを目的とする。 【構成】 重量%で、C:0.01% 以下、Si:2.5〜7.0%、A
l: 0.01% 以下、N:0.01%以下、Cu:0.01%以下、S:10ppm
以下である鋼材を1000℃以上に保持した後、仕上温度が
700 〜950 ℃の熱間圧延を施し、次いで圧延率30〜85%
の一次冷間圧延を施し、さらに600 〜900 ℃の温度で焼
鈍し、その後圧延率40〜80%の二次冷間圧延を施し、引
き続き600 〜900 ℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率50〜
75% の三次冷間圧延を施し、引き続き還元性雰囲気若し
くは酸素分圧が0.5 Pa以下の非酸化性雰囲気、又は酸
素分圧が0.5 Pa以下の真空中において1000〜1300℃の
温度で10分間以下の間焼鈍して磁束密度の高い方向性
珪素鋼板を得る。
ることができる磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方
法を提供することを目的とする。 【構成】 重量%で、C:0.01% 以下、Si:2.5〜7.0%、A
l: 0.01% 以下、N:0.01%以下、Cu:0.01%以下、S:10ppm
以下である鋼材を1000℃以上に保持した後、仕上温度が
700 〜950 ℃の熱間圧延を施し、次いで圧延率30〜85%
の一次冷間圧延を施し、さらに600 〜900 ℃の温度で焼
鈍し、その後圧延率40〜80%の二次冷間圧延を施し、引
き続き600 〜900 ℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率50〜
75% の三次冷間圧延を施し、引き続き還元性雰囲気若し
くは酸素分圧が0.5 Pa以下の非酸化性雰囲気、又は酸
素分圧が0.5 Pa以下の真空中において1000〜1300℃の
温度で10分間以下の間焼鈍して磁束密度の高い方向性
珪素鋼板を得る。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】この発明は、高性能の方向性珪素
鋼板を経済的に短時間で安定して製造する方法に関す
る。
鋼板を経済的に短時間で安定して製造する方法に関す
る。
【0002】
【従来の技術】方向性珪素鋼板は、無方向性珪素鋼板よ
りも良好な磁気特性を有しており、主としてトランスの
鉄心として使用されている。Gossによる{110}<0
01>方位に揃った結晶粒を持つ方向性珪素鋼板の製造
方法の発明以来、このようなGoss 組織を有する方向性
珪素鋼板の製造方法が数多く提案されている。これらの
提案を大別すると以下の3つに要約される。
りも良好な磁気特性を有しており、主としてトランスの
鉄心として使用されている。Gossによる{110}<0
01>方位に揃った結晶粒を持つ方向性珪素鋼板の製造
方法の発明以来、このようなGoss 組織を有する方向性
珪素鋼板の製造方法が数多く提案されている。これらの
提案を大別すると以下の3つに要約される。
【0003】第一の方法は、2回冷圧法と呼ばれる方法
である。この方法はGoss法を改良した方法であり、製鋼
段階でMn,Sb,S,Se等を添加し、これらの元素
およびその微細析出物による結晶粒成長抑制作用を利用
して2次再結晶を行わせるもである。具体的には、C:
0.02〜0.08wt%、Si:2.0〜4.0wt
%、Mn:0.2wt%程度、S:0.005〜0.0
5wt%の成分を持つ鋼塊を溶製し熱間圧延によって板
厚2.0〜3.0mmに圧延後、熱延板焼鈍を施し、次
いで圧延率70%程度の冷間圧延を施し、引き続き85
0〜1050℃の中間焼鈍を施し、さらに圧延率60〜
70%で冷間圧延を施し、800〜850℃で脱炭焼鈍
後、1100℃以上の温度で5〜50時間焼鈍して2次
再結晶及びインヒビターの除去(純化焼鈍)を行い、Go
ss粒を成長させる(例えば、特公昭51−13469
号)。
である。この方法はGoss法を改良した方法であり、製鋼
段階でMn,Sb,S,Se等を添加し、これらの元素
およびその微細析出物による結晶粒成長抑制作用を利用
して2次再結晶を行わせるもである。具体的には、C:
0.02〜0.08wt%、Si:2.0〜4.0wt
%、Mn:0.2wt%程度、S:0.005〜0.0
5wt%の成分を持つ鋼塊を溶製し熱間圧延によって板
厚2.0〜3.0mmに圧延後、熱延板焼鈍を施し、次
いで圧延率70%程度の冷間圧延を施し、引き続き85
0〜1050℃の中間焼鈍を施し、さらに圧延率60〜
70%で冷間圧延を施し、800〜850℃で脱炭焼鈍
後、1100℃以上の温度で5〜50時間焼鈍して2次
再結晶及びインヒビターの除去(純化焼鈍)を行い、Go
ss粒を成長させる(例えば、特公昭51−13469
号)。
【0004】第二の方法は1回冷圧法と呼ばれる方法で
ある。この方法は冷間圧延回数を1回にした方法で、2
回冷圧法よりもGoss粒の集積度が高いことで知られてい
る。具体的には、C:0.02〜0.08wt%、S
i:2.0〜4.0wt%、Mn:0.2wt%程度、
N:0.01〜0.05wt%、Al:0.1wt%程
度の成分を持つ鋼塊を溶製し熱間圧延によって板厚2.
0〜3.0mmに圧延後、熱延板焼鈍を施してAlN析
出処理を施し、次いで圧延率80〜95%の冷間圧延を
行った後、脱炭焼鈍を施し、しかる後、1200℃で2
0時間の高温焼鈍によって2次再結晶及びインヒビター
の除去(純化焼鈍)を行い、Goss粒を成長させる(例え
ば、特公昭40−15644号)。
ある。この方法は冷間圧延回数を1回にした方法で、2
回冷圧法よりもGoss粒の集積度が高いことで知られてい
る。具体的には、C:0.02〜0.08wt%、S
i:2.0〜4.0wt%、Mn:0.2wt%程度、
N:0.01〜0.05wt%、Al:0.1wt%程
度の成分を持つ鋼塊を溶製し熱間圧延によって板厚2.
0〜3.0mmに圧延後、熱延板焼鈍を施してAlN析
出処理を施し、次いで圧延率80〜95%の冷間圧延を
行った後、脱炭焼鈍を施し、しかる後、1200℃で2
0時間の高温焼鈍によって2次再結晶及びインヒビター
の除去(純化焼鈍)を行い、Goss粒を成長させる(例え
ば、特公昭40−15644号)。
【0005】第三の方法は、インヒビターを用いずにGo
ss組織を形成する方法である(例えば、特開昭64−5
5339号、特開平2−57635号等)。この方法
は、単純に特定条件の圧延と熱処理とを組み合わせるこ
とによりGoss粒を発達させるものである。一方、本願出
願人は、先にこれらの方向性珪素鋼板の製造方法とは異
なり、インヒビターを用いずに、表面エネルギーを利用
してGoss組織を現出させる方法を提案している(特開平
5−186829号、特開平5−186830号、特開
平5−186831号)。
ss組織を形成する方法である(例えば、特開昭64−5
5339号、特開平2−57635号等)。この方法
は、単純に特定条件の圧延と熱処理とを組み合わせるこ
とによりGoss粒を発達させるものである。一方、本願出
願人は、先にこれらの方向性珪素鋼板の製造方法とは異
なり、インヒビターを用いずに、表面エネルギーを利用
してGoss組織を現出させる方法を提案している(特開平
5−186829号、特開平5−186830号、特開
平5−186831号)。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】上述したように第一、
第二の方法は脱炭焼鈍、純化焼鈍が必須であるため、高
温長時間の焼鈍が不可欠である。このため製造コスト、
設備コストが高くなることが避けられない。また、鉄損
を低減するために最終板厚を0.20mm以下にしよう
とすると2次再結晶現象が不安定となり、全面Goss粒で
占めることは困難となる。このため現状では板厚0.2
3mm程度のものが製造限界となっている。
第二の方法は脱炭焼鈍、純化焼鈍が必須であるため、高
温長時間の焼鈍が不可欠である。このため製造コスト、
設備コストが高くなることが避けられない。また、鉄損
を低減するために最終板厚を0.20mm以下にしよう
とすると2次再結晶現象が不安定となり、全面Goss粒で
占めることは困難となる。このため現状では板厚0.2
3mm程度のものが製造限界となっている。
【0007】上記第三の方法では脱炭焼鈍、純化焼鈍が
不要であるために製造コスト上は上記第一、第二の方法
に比べて有利である。しかしながら、本願発明者らによ
って特開昭64−55339号、特開平2−57635
号に開示されている方法の追試を行ったところ、そのGo
ss粒成長機構は極めて不安定であって、必ずしも常に全
面Goss粒で覆われた材料が得られる訳ではなく、安定し
た品質を得ることが難しいことが判った。安定したGoss
粒生成は実用上方向性珪素鋼板には必須であり、Goss粒
以外の箇所を除いて使用するにしても歩留の低下に伴う
コスト高を招いてしまう。
不要であるために製造コスト上は上記第一、第二の方法
に比べて有利である。しかしながら、本願発明者らによ
って特開昭64−55339号、特開平2−57635
号に開示されている方法の追試を行ったところ、そのGo
ss粒成長機構は極めて不安定であって、必ずしも常に全
面Goss粒で覆われた材料が得られる訳ではなく、安定し
た品質を得ることが難しいことが判った。安定したGoss
粒生成は実用上方向性珪素鋼板には必須であり、Goss粒
以外の箇所を除いて使用するにしても歩留の低下に伴う
コスト高を招いてしまう。
【0008】特開平5−186829号等に開示された
技術では、1時間程度の比較的長時間焼鈍ではGoss粒の
生成は完全であるものの、10分間程度の比較的短時間
で焼鈍を完了させた場合には磁束密度の安定性が悪く、
安定した磁束密度を有する方向性珪素鋼板を製造するた
めには多少の難点がある。本発明はこのような事情に鑑
みてなされたものであって、インヒビターを用いずに表
面エネルギーを利用した方法を前提とし、短時間焼鈍で
安定したGoss組織を形成することができる磁束密度の高
い方向性珪素鋼板の製造方法を提供することを目的とす
る。
技術では、1時間程度の比較的長時間焼鈍ではGoss粒の
生成は完全であるものの、10分間程度の比較的短時間
で焼鈍を完了させた場合には磁束密度の安定性が悪く、
安定した磁束密度を有する方向性珪素鋼板を製造するた
めには多少の難点がある。本発明はこのような事情に鑑
みてなされたものであって、インヒビターを用いずに表
面エネルギーを利用した方法を前提とし、短時間焼鈍で
安定したGoss組織を形成することができる磁束密度の高
い方向性珪素鋼板の製造方法を提供することを目的とす
る。
【0009】
【課題を解決するための手段及び作用】本発明は、C:
0.01wt%以下、Si:2.5〜7wt%、Al:
0.01wt%以下、N:0.01wt%以下、Cu:
0.01wt%以下、S:10ppm 以下であり、残部F
e及びその他不可避的不純物からなる鋼材を準備し、こ
の鋼材を1000℃以上に保持した後、仕上温度が70
0〜950℃の熱間圧延を施し、次いで圧延率30〜8
5%の一次冷間圧延を施し、さらに600〜900℃の
温度で焼鈍し、その後、圧延率40〜80%の二次冷間
圧延を施し、引き続き600〜900℃の非酸化雰囲気
中で焼鈍し、さらに圧延率50〜75%の三次冷間圧延
を施し、引き続き還元性雰囲気若しくは酸素分圧が0.
5Pa以下の非酸化性雰囲気、又は酸素分圧が0.5P
a以下の真空中において1000〜1300℃の温度で
10分間以下の間焼鈍することを特徴とする磁束密度の
高い方向性珪素鋼板の製造方法を提供する。
0.01wt%以下、Si:2.5〜7wt%、Al:
0.01wt%以下、N:0.01wt%以下、Cu:
0.01wt%以下、S:10ppm 以下であり、残部F
e及びその他不可避的不純物からなる鋼材を準備し、こ
の鋼材を1000℃以上に保持した後、仕上温度が70
0〜950℃の熱間圧延を施し、次いで圧延率30〜8
5%の一次冷間圧延を施し、さらに600〜900℃の
温度で焼鈍し、その後、圧延率40〜80%の二次冷間
圧延を施し、引き続き600〜900℃の非酸化雰囲気
中で焼鈍し、さらに圧延率50〜75%の三次冷間圧延
を施し、引き続き還元性雰囲気若しくは酸素分圧が0.
5Pa以下の非酸化性雰囲気、又は酸素分圧が0.5P
a以下の真空中において1000〜1300℃の温度で
10分間以下の間焼鈍することを特徴とする磁束密度の
高い方向性珪素鋼板の製造方法を提供する。
【0010】本願発明者らが先に提案した特開平5−1
86829号、特開平5−186830号、特開平5−
186831号は、特定の組成を有する鋼板に対して、
インヒビターを用いず冷間圧延を1回から3回施し、最
終焼鈍として雰囲気中の酸素濃度をコントロールし、結
晶方位がGoss方位に集積した方向性珪素鋼板を製造する
ものであるが、これらの方法は従来のインヒビターを用
いない方向性珪素鋼板の製造方法とは異なり、これらの
方法を用いることにより従来よりもGoss組織を安定して
形成することができる。
86829号、特開平5−186830号、特開平5−
186831号は、特定の組成を有する鋼板に対して、
インヒビターを用いず冷間圧延を1回から3回施し、最
終焼鈍として雰囲気中の酸素濃度をコントロールし、結
晶方位がGoss方位に集積した方向性珪素鋼板を製造する
ものであるが、これらの方法は従来のインヒビターを用
いない方向性珪素鋼板の製造方法とは異なり、これらの
方法を用いることにより従来よりもGoss組織を安定して
形成することができる。
【0011】ところで、これらの方法では最終焼鈍時間
が3分間以上あればGoss組織が形成されるが、1時間よ
りも短時間側では最終的に得られる磁束密度にばらつき
があり安定したGoss組織は形成されず、1時間よりも長
時間焼鈍することにより初めて安定したGoss組織を得る
ことができる。ここで、最終焼鈍の時間を短縮しても最
終焼鈍後の磁束密度のばらつきが軽減される方法が得ら
れれば、単に製造に要する時間を短縮するのみならず、
焼鈍方法を従来の箱焼鈍法から高効率の連続焼鈍法へと
転換できる可能性を生み出すものである。
が3分間以上あればGoss組織が形成されるが、1時間よ
りも短時間側では最終的に得られる磁束密度にばらつき
があり安定したGoss組織は形成されず、1時間よりも長
時間焼鈍することにより初めて安定したGoss組織を得る
ことができる。ここで、最終焼鈍の時間を短縮しても最
終焼鈍後の磁束密度のばらつきが軽減される方法が得ら
れれば、単に製造に要する時間を短縮するのみならず、
焼鈍方法を従来の箱焼鈍法から高効率の連続焼鈍法へと
転換できる可能性を生み出すものである。
【0012】そこで、本願発明者らは連続焼鈍の適用が
可能な短時間の焼鈍により安定してGoss組織が得られる
方法について研究を行った。最終焼鈍時間の目標は、連
続焼鈍の限界と考えられる10分間以内に設定した。最
終焼鈍において短時間で安定したGoss組織を形成するた
めには、焼鈍中に{110}<001>方位又はそれに
近い方位を持つ結晶粒の粒界移動を促進させればよく、
その方法を種々検討した。その結果、最終焼鈍時におけ
る粒界移動の初期段階では、Goss組織を有する結晶粒の
みが表面エネルギーの助けを借りて粗大化し、Goss方位
以外の方位を有する比較的小さな結晶粒を少しずつ蚕食
するという粒成長の現象を示し、このような粒成長を妨
げる因子を取り除けば上記結晶粒の粒界移動が促進され
るという知見を得た。このようなことを考慮し、従来不
可避的不純物と考えられていた元素について、粒界移動
に与える影響を把握する試験を行った。その結果、従来
不可避不純物と考えられていたSにより粒界移動を抑制
することができ、Sが特定範囲以下で最終焼鈍のGoss方
位形成終了時間を10分間以内とし、Goss組織が安定し
て形成されることを見出し、上記構成を有する本発明を
完成するに至ったのである。
可能な短時間の焼鈍により安定してGoss組織が得られる
方法について研究を行った。最終焼鈍時間の目標は、連
続焼鈍の限界と考えられる10分間以内に設定した。最
終焼鈍において短時間で安定したGoss組織を形成するた
めには、焼鈍中に{110}<001>方位又はそれに
近い方位を持つ結晶粒の粒界移動を促進させればよく、
その方法を種々検討した。その結果、最終焼鈍時におけ
る粒界移動の初期段階では、Goss組織を有する結晶粒の
みが表面エネルギーの助けを借りて粗大化し、Goss方位
以外の方位を有する比較的小さな結晶粒を少しずつ蚕食
するという粒成長の現象を示し、このような粒成長を妨
げる因子を取り除けば上記結晶粒の粒界移動が促進され
るという知見を得た。このようなことを考慮し、従来不
可避的不純物と考えられていた元素について、粒界移動
に与える影響を把握する試験を行った。その結果、従来
不可避不純物と考えられていたSにより粒界移動を抑制
することができ、Sが特定範囲以下で最終焼鈍のGoss方
位形成終了時間を10分間以内とし、Goss組織が安定し
て形成されることを見出し、上記構成を有する本発明を
完成するに至ったのである。
【0013】以下、本発明について詳細に説明する。本
願発明は、上記公報のうち、3回冷間圧延を前提とする
特開平5−186829号の方法を基本とするものであ
る。すなわち、C:0.01wt%以下、Si:2.5
〜7.0wt%、S:0.01wt%以下、Al:0.
01wt%以下、N:0.01wt%以下を含む鋼材を
準備し、この鋼材を1000℃以上に保持した後、仕上
温度が700〜950℃になるような熱間圧延を施し、
次いで、圧延率30〜85%の一次冷間圧延を施した
後、600〜900℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率4
0〜80%の二次冷間圧延を施し、その後600〜90
0℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率50〜75%の三次
冷間圧延を施した後、還元性雰囲気若しくは酸素分圧が
0.5Pa以下の非酸化性雰囲気、又は酸素分圧が0.
5Pa以下の真空中において1000〜1300℃の温
度で焼鈍することを特徴とするGoss方位に集積した結晶
方位を有する方向性珪素鋼板を基本とし、Goss組織の形
成を安定させ、焼鈍時間を短時間にしたときの磁束密度
のばらつきを少なくし、その最終焼鈍を連続焼鈍化しよ
うとするものである。
願発明は、上記公報のうち、3回冷間圧延を前提とする
特開平5−186829号の方法を基本とするものであ
る。すなわち、C:0.01wt%以下、Si:2.5
〜7.0wt%、S:0.01wt%以下、Al:0.
01wt%以下、N:0.01wt%以下を含む鋼材を
準備し、この鋼材を1000℃以上に保持した後、仕上
温度が700〜950℃になるような熱間圧延を施し、
次いで、圧延率30〜85%の一次冷間圧延を施した
後、600〜900℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率4
0〜80%の二次冷間圧延を施し、その後600〜90
0℃の温度で焼鈍し、さらに圧延率50〜75%の三次
冷間圧延を施した後、還元性雰囲気若しくは酸素分圧が
0.5Pa以下の非酸化性雰囲気、又は酸素分圧が0.
5Pa以下の真空中において1000〜1300℃の温
度で焼鈍することを特徴とするGoss方位に集積した結晶
方位を有する方向性珪素鋼板を基本とし、Goss組織の形
成を安定させ、焼鈍時間を短時間にしたときの磁束密度
のばらつきを少なくし、その最終焼鈍を連続焼鈍化しよ
うとするものである。
【0014】本発明において最も重要な点は、Sが最終
的なGoss組織形成速度に重要な影響を及ぼすことを見出
した点である。Sは一般的に粒界偏析元素として知られ
ており、Sが多量に含まれると結晶粒径が微細化するこ
とが基礎的な研究によって判明している。本発明者らは
このような基礎的研究成果に基づき、S量がGoss組織形
成におよぼす影響について試験検討を行った。
的なGoss組織形成速度に重要な影響を及ぼすことを見出
した点である。Sは一般的に粒界偏析元素として知られ
ており、Sが多量に含まれると結晶粒径が微細化するこ
とが基礎的な研究によって判明している。本発明者らは
このような基礎的研究成果に基づき、S量がGoss組織形
成におよぼす影響について試験検討を行った。
【0015】図1にS量を変化させた材料を同一条件で
中間焼鈍を挟んで三回冷間圧延を行い、700℃にて再
結晶焼鈍した材料の結晶組織解析を行い、(110)
[001]方位の密度を把握した結果を示す。この図か
らSが低下するに従って(110)[001]方位の結
晶が多くなっていることがわかる。このことは、S量を
低下させるとGoss方位の種が多くなるため、最終の高温
焼鈍時に一つの粒界が移動する距離が短くてすむことを
示しており、短時間で粒成長が完了することを示唆して
いる。さらにGoss方位の種の密度が増加することは、種
の分布が統計的に均一化することを示しており、Goss粒
の生成安定化にもつながる。
中間焼鈍を挟んで三回冷間圧延を行い、700℃にて再
結晶焼鈍した材料の結晶組織解析を行い、(110)
[001]方位の密度を把握した結果を示す。この図か
らSが低下するに従って(110)[001]方位の結
晶が多くなっていることがわかる。このことは、S量を
低下させるとGoss方位の種が多くなるため、最終の高温
焼鈍時に一つの粒界が移動する距離が短くてすむことを
示しており、短時間で粒成長が完了することを示唆して
いる。さらにGoss方位の種の密度が増加することは、種
の分布が統計的に均一化することを示しており、Goss粒
の生成安定化にもつながる。
【0016】図2に同じ材料を1200℃で5分間、1
00%の水素中で焼鈍した後、磁束密度を測定し、その
ばらつきを評価した結果を示す。この図から、Sが低く
なるに従って磁束密度のばらつきが減少しており、磁気
特性が安定化することがわかる。
00%の水素中で焼鈍した後、磁束密度を測定し、その
ばらつきを評価した結果を示す。この図から、Sが低く
なるに従って磁束密度のばらつきが減少しており、磁気
特性が安定化することがわかる。
【0017】図3は1200℃において連続焼鈍化の限
界と考えられる10分間の焼鈍を行った時に、800A
/mの磁界印加時の磁束密度が目標とする1.85Tを
超える試験片の割合を測定したものである。この割合が
高ければ高いほど磁気特性の安定性が高いこととなる。
この図からSを低下させると1.85Tを超える割合が
高くなる傾向があることがわかる。そして、90%以上
の試験片が1.85Tを超えると安定性は問題ないと考
えられ、図3からその際のS量を求めると10ppm とい
うこととなる。すなわち、S量が10ppm 以下であれ
ば、安定して高い磁束密度が得られることが判明した。
従って、本発明ではS量の上限を10ppmに規定した。
なお、Sを低下させればされるほど磁束密度の安定性が
増加することから、S量の下限は特に規定する必要はな
いが、実際の製鋼における設備能力の面、及びコストの
面から考えて2ppm が事実上の下限となると考えられ
る。
界と考えられる10分間の焼鈍を行った時に、800A
/mの磁界印加時の磁束密度が目標とする1.85Tを
超える試験片の割合を測定したものである。この割合が
高ければ高いほど磁気特性の安定性が高いこととなる。
この図からSを低下させると1.85Tを超える割合が
高くなる傾向があることがわかる。そして、90%以上
の試験片が1.85Tを超えると安定性は問題ないと考
えられ、図3からその際のS量を求めると10ppm とい
うこととなる。すなわち、S量が10ppm 以下であれ
ば、安定して高い磁束密度が得られることが判明した。
従って、本発明ではS量の上限を10ppmに規定した。
なお、Sを低下させればされるほど磁束密度の安定性が
増加することから、S量の下限は特に規定する必要はな
いが、実際の製鋼における設備能力の面、及びコストの
面から考えて2ppm が事実上の下限となると考えられ
る。
【0018】次に、本願発明における化学成分の限定理
由について説明する。Cは製鋼段階でできるだけ低減し
ておくことが磁気特性上好ましい。Cが0.01wt%
を超えると磁気特性が著しく劣化する。このためCの上
限を0.01wt%に規定する。
由について説明する。Cは製鋼段階でできるだけ低減し
ておくことが磁気特性上好ましい。Cが0.01wt%
を超えると磁気特性が著しく劣化する。このためCの上
限を0.01wt%に規定する。
【0019】Siは、電気抵抗を高める作用と、2.5
wt%以上の含有により金属学的変態点をなくし鋼をα
単相にする作用を有している。また、6.5wt%付近
では磁歪がゼロとなるため極めて優れた軟磁気特性が得
られる。しかし、7wt%を超えると磁歪が再び増大し
磁気特性が悪化するとともに、極めて脆くなるため実用
的ではない。このためSiの含有量を2.5〜7wt%
の範囲に規定する。好ましい範囲は、2.5〜3.5%
である。この範囲で特に圧延の容易性に優れる。
wt%以上の含有により金属学的変態点をなくし鋼をα
単相にする作用を有している。また、6.5wt%付近
では磁歪がゼロとなるため極めて優れた軟磁気特性が得
られる。しかし、7wt%を超えると磁歪が再び増大し
磁気特性が悪化するとともに、極めて脆くなるため実用
的ではない。このためSiの含有量を2.5〜7wt%
の範囲に規定する。好ましい範囲は、2.5〜3.5%
である。この範囲で特に圧延の容易性に優れる。
【0020】Nは通常の鋼中に含まれる代表的な元素で
あるが、これらの元素は、固溶した状態でも析出物の形
態を採った状態でも粒成長性を阻害するため、できる限
り低減することが好ましい。但し、製鋼段階で極端な低
減を行うとコスト増の原因となるため、粒成長性を阻害
しない範囲としてその上限を0.01wt%に規定す
る。
あるが、これらの元素は、固溶した状態でも析出物の形
態を採った状態でも粒成長性を阻害するため、できる限
り低減することが好ましい。但し、製鋼段階で極端な低
減を行うとコスト増の原因となるため、粒成長性を阻害
しない範囲としてその上限を0.01wt%に規定す
る。
【0021】Alはα鉄への固溶度が広く、かつ酸素と
の親和力が強い元素である。従って、最終的な熱処理に
よりGoss組織を形成する際に、熱処理雰囲気中の微量酸
素と反応して鋼板表面に酸化物層を形成してしまうた
め、表面エネルギーによる結晶粒成長が阻害されてしま
う。このため、Alの含有量をこのような不都合が生じ
ない0.01wt%以下に規定する。Al含有量のさら
に好ましい範囲は0.005wt%以下である。Alは
脱酸剤として通常添加されるものであるため、特に厳密
に制御する必要がある。
の親和力が強い元素である。従って、最終的な熱処理に
よりGoss組織を形成する際に、熱処理雰囲気中の微量酸
素と反応して鋼板表面に酸化物層を形成してしまうた
め、表面エネルギーによる結晶粒成長が阻害されてしま
う。このため、Alの含有量をこのような不都合が生じ
ない0.01wt%以下に規定する。Al含有量のさら
に好ましい範囲は0.005wt%以下である。Alは
脱酸剤として通常添加されるものであるため、特に厳密
に制御する必要がある。
【0022】Cuはα鉄への固溶度が小さな元素であ
り、最終的な熱処理によりGoss組織を形成する際の結晶
粒成長を著しく阻害する元素である。また、Cuは製鋼
段階で0.05wt%程度含有される。従って、その含
有量を上述のような不都合が生じない0.01wt%以
下に減じることが必要である。好ましくは0.005w
t%以下である。ただし、Cuは融点が1083℃であ
り、1000℃程度以上の熱処理により揮発する成分で
あるため、0.01wt%よりも多く含有されていても
比較的長時間の熱処理により0.01wt%以下にする
ことが可能である。しかし、工程の効率化の観点からは
熱処理時間の延長は好ましくない。
り、最終的な熱処理によりGoss組織を形成する際の結晶
粒成長を著しく阻害する元素である。また、Cuは製鋼
段階で0.05wt%程度含有される。従って、その含
有量を上述のような不都合が生じない0.01wt%以
下に減じることが必要である。好ましくは0.005w
t%以下である。ただし、Cuは融点が1083℃であ
り、1000℃程度以上の熱処理により揮発する成分で
あるため、0.01wt%よりも多く含有されていても
比較的長時間の熱処理により0.01wt%以下にする
ことが可能である。しかし、工程の効率化の観点からは
熱処理時間の延長は好ましくない。
【0023】Sは最終焼鈍時のGoss組織の粒成長を阻害
する元素であるため、上述したように、そのような悪影
響を及ぼさず10分間以下の最終焼鈍で安定してGoss組
織を形成するためには10ppm 以下に規定される。Sを
10ppm 以下に規定するためには溶銑段階から十分な成
分管理を行い、製鋼段階においても投入するスクラップ
を厳密に管理することが肝要である。
する元素であるため、上述したように、そのような悪影
響を及ぼさず10分間以下の最終焼鈍で安定してGoss組
織を形成するためには10ppm 以下に規定される。Sを
10ppm 以下に規定するためには溶銑段階から十分な成
分管理を行い、製鋼段階においても投入するスクラップ
を厳密に管理することが肝要である。
【0024】これ以外の不可避不純物元素については通
常の鋼に含有される程度の量は許容される。しかし、磁
気特性等をより向上させる観点からは少ないほうが好ま
しい。また、α鉄への固溶度が広く、かつ酸素との親和
力が強いV,Zn等は、Alと同様に表面エネルギーに
よる結晶粒成長を阻害する作用を有するため、その含有
量が0.01wt%以下、好ましくは0.005wt%
以下になるように注意する必要がある。さらに、鋼中の
Oは3次再結晶挙動に影響を与えるため、極力低いこと
が望ましく0.008wt%以下であることが好まし
い。
常の鋼に含有される程度の量は許容される。しかし、磁
気特性等をより向上させる観点からは少ないほうが好ま
しい。また、α鉄への固溶度が広く、かつ酸素との親和
力が強いV,Zn等は、Alと同様に表面エネルギーに
よる結晶粒成長を阻害する作用を有するため、その含有
量が0.01wt%以下、好ましくは0.005wt%
以下になるように注意する必要がある。さらに、鋼中の
Oは3次再結晶挙動に影響を与えるため、極力低いこと
が望ましく0.008wt%以下であることが好まし
い。
【0025】このような組成を有する溶解された鋼は、
基本的に特開平5−186829号に記載された方法と
同様の製造方法により鋼板にされる。すなわち、先ずこ
のような組成を有する鋼はインゴットに鋳造されるか或
いは連続鋳造法によりスラブとされ、次いで、このイン
ゴット又はスラブは1000℃以上の温度に保持され、
熱間圧延に供される。熱間圧延前の保持温度を1000
℃以上に規定したのは、粗圧延機あるいは仕上げ熱間圧
延機前段での熱延中の再結晶の促進と、700〜950
℃の熱延仕上げ温度を確保するためである。なお、熱間
圧延は、インゴット又はスラブを加熱炉にて1000℃
以上に加熱してから行ってもよいし、直接圧延により連
続鋳造の後スラブ温度を1000℃以上に保持したまま
行ってもよい。
基本的に特開平5−186829号に記載された方法と
同様の製造方法により鋼板にされる。すなわち、先ずこ
のような組成を有する鋼はインゴットに鋳造されるか或
いは連続鋳造法によりスラブとされ、次いで、このイン
ゴット又はスラブは1000℃以上の温度に保持され、
熱間圧延に供される。熱間圧延前の保持温度を1000
℃以上に規定したのは、粗圧延機あるいは仕上げ熱間圧
延機前段での熱延中の再結晶の促進と、700〜950
℃の熱延仕上げ温度を確保するためである。なお、熱間
圧延は、インゴット又はスラブを加熱炉にて1000℃
以上に加熱してから行ってもよいし、直接圧延により連
続鋳造の後スラブ温度を1000℃以上に保持したまま
行ってもよい。
【0026】また、熱間圧延の仕上温度は700〜95
0℃の範囲であることが必要である。仕上温度が700
℃未満では熱間圧延の圧延負荷が大きくなり過ぎ製造上
好ましくない上に、最終的なGoss粒の成長にも悪影響を
及ぼす。また、仕上温度を950℃超にするにはインゴ
ット又はスラブの初期温度を高目に設定する必要があ
り、製造コスト上不利となる。
0℃の範囲であることが必要である。仕上温度が700
℃未満では熱間圧延の圧延負荷が大きくなり過ぎ製造上
好ましくない上に、最終的なGoss粒の成長にも悪影響を
及ぼす。また、仕上温度を950℃超にするにはインゴ
ット又はスラブの初期温度を高目に設定する必要があ
り、製造コスト上不利となる。
【0027】熱延板の板厚は最終製品の所望板厚によっ
て異なるが、概ね1.6mm程度から5.0mm程度と
なる。このようにして製造された熱延板は常法に従って
巻き取られるが、その巻取温度は560〜800℃とす
ることが好ましい。巻取温度が560℃未満では、熱延
終了後のランアウトテーブル上での冷却が実際上困難で
あるため実用性に欠け、一方、巻取温度が800℃を超
えると、巻取冷却中の表面酸化により酸洗性が悪化し、
実用的ではない。
て異なるが、概ね1.6mm程度から5.0mm程度と
なる。このようにして製造された熱延板は常法に従って
巻き取られるが、その巻取温度は560〜800℃とす
ることが好ましい。巻取温度が560℃未満では、熱延
終了後のランアウトテーブル上での冷却が実際上困難で
あるため実用性に欠け、一方、巻取温度が800℃を超
えると、巻取冷却中の表面酸化により酸洗性が悪化し、
実用的ではない。
【0028】なお、巻き取られた熱延コイルを、必要に
応じて連続炉或いはバッチ炉で熱延板焼鈍してもよい。
このときの熱延板焼鈍温度は700〜1100℃である
ことが好ましい。熱延板焼鈍温度が700℃未満では、
熱延時に形成された加工組織を消滅させることができな
いため、その効果が実質的に現われず、一方、熱延板焼
鈍温度が1100℃を超えると、操業上のコスト高の原
因となるために実用上問題となる。
応じて連続炉或いはバッチ炉で熱延板焼鈍してもよい。
このときの熱延板焼鈍温度は700〜1100℃である
ことが好ましい。熱延板焼鈍温度が700℃未満では、
熱延時に形成された加工組織を消滅させることができな
いため、その効果が実質的に現われず、一方、熱延板焼
鈍温度が1100℃を超えると、操業上のコスト高の原
因となるために実用上問題となる。
【0029】このようにして作製された熱延板は常法に
従って一次冷間圧延される。この冷間圧延の圧延率は4
0%以上とする。圧延率が40%未満では、通常の熱延
板の板厚からして最終製品板厚(通常、1.0mm以
下)まで圧延することが難しく、また、表面エネルギー
の効果も相対的に小さくなってしまうため、引き続き行
われる焼鈍によっても十分な粒成長を引き起こすことが
できない。なお、通常、冷間圧延では潤滑材を使用する
が、潤滑材を使用せず無潤滑で圧延を行なっても同様の
効果が得られる。
従って一次冷間圧延される。この冷間圧延の圧延率は4
0%以上とする。圧延率が40%未満では、通常の熱延
板の板厚からして最終製品板厚(通常、1.0mm以
下)まで圧延することが難しく、また、表面エネルギー
の効果も相対的に小さくなってしまうため、引き続き行
われる焼鈍によっても十分な粒成長を引き起こすことが
できない。なお、通常、冷間圧延では潤滑材を使用する
が、潤滑材を使用せず無潤滑で圧延を行なっても同様の
効果が得られる。
【0030】このようにして作製された熱延板は常法に
従って一次冷間圧延される。このときの冷間圧延率は3
0〜85%とする。圧延率が30%未満の場合又は85
%を超える場合には、三次焼鈍の際の結晶粒の選択的粒
成長によるGoss粒の成長に好ましい集合組織が適切に形
成されず、最終焼鈍(三次焼鈍)後に十分成長したGoss
粒が得られない。この際の高い磁束密度を得るための最
適冷間圧延率は、熱延板の仕上温度及び巻取温度に応じ
て形成される熱延組織によって変化する。例えば、仕上
温度が低め(750℃程度)の場合には、熱延による圧
延加工組織が発達しているために、一次圧延の圧延率は
低めでよい。一方、仕上げ温度が高め(850℃程度)
の場合には加工組織よりも再結晶組織のほうが発達して
いるために、一次圧延の圧延率は高く設定される。な
お、通常、冷間圧延は潤滑材を使用するが、潤滑材を使
用せず無潤滑で圧延を行っても同様の効果が得られる。
従って一次冷間圧延される。このときの冷間圧延率は3
0〜85%とする。圧延率が30%未満の場合又は85
%を超える場合には、三次焼鈍の際の結晶粒の選択的粒
成長によるGoss粒の成長に好ましい集合組織が適切に形
成されず、最終焼鈍(三次焼鈍)後に十分成長したGoss
粒が得られない。この際の高い磁束密度を得るための最
適冷間圧延率は、熱延板の仕上温度及び巻取温度に応じ
て形成される熱延組織によって変化する。例えば、仕上
温度が低め(750℃程度)の場合には、熱延による圧
延加工組織が発達しているために、一次圧延の圧延率は
低めでよい。一方、仕上げ温度が高め(850℃程度)
の場合には加工組織よりも再結晶組織のほうが発達して
いるために、一次圧延の圧延率は高く設定される。な
お、通常、冷間圧延は潤滑材を使用するが、潤滑材を使
用せず無潤滑で圧延を行っても同様の効果が得られる。
【0031】一次冷延板は600〜900℃の温度で焼
鈍(一次焼鈍)される。焼鈍温度が600℃未満では、
焼鈍による完全再結晶を行わせることができない。一
方、焼鈍温度が900℃を超えると、再結晶は達成され
るが、焼鈍コストが不可避的に高くなってしまう。ま
た、短時間で再結晶を行わせ、かつ経済性をも確保する
には、特に680〜800℃の温度で焼鈍することが好
ましい。この焼鈍では、鋼板表面が若干酸化されたとし
ても、後に行われる冷間圧延前の酸洗によりその除去が
可能であるため、三次焼鈍(最終焼鈍)時の結晶方位の
Goss方位への集積を確保するという面では大きな問題は
ない。しかし、酸化膜を過度に生成しないようにすると
いう観点から、極力酸素分圧の低い非酸化性雰囲気また
は真空中で行うことが好ましい。また、焼鈍時間は通常
2分以上であれば問題はない。このような焼鈍処理は箱
型炉によるバッチ焼鈍又は連続焼鈍にて実施することが
できる。
鈍(一次焼鈍)される。焼鈍温度が600℃未満では、
焼鈍による完全再結晶を行わせることができない。一
方、焼鈍温度が900℃を超えると、再結晶は達成され
るが、焼鈍コストが不可避的に高くなってしまう。ま
た、短時間で再結晶を行わせ、かつ経済性をも確保する
には、特に680〜800℃の温度で焼鈍することが好
ましい。この焼鈍では、鋼板表面が若干酸化されたとし
ても、後に行われる冷間圧延前の酸洗によりその除去が
可能であるため、三次焼鈍(最終焼鈍)時の結晶方位の
Goss方位への集積を確保するという面では大きな問題は
ない。しかし、酸化膜を過度に生成しないようにすると
いう観点から、極力酸素分圧の低い非酸化性雰囲気また
は真空中で行うことが好ましい。また、焼鈍時間は通常
2分以上であれば問題はない。このような焼鈍処理は箱
型炉によるバッチ焼鈍又は連続焼鈍にて実施することが
できる。
【0032】焼鈍処理における加熱条件は、連続焼鈍で
は加熱速度200〜500℃/分、保持時間が2〜5分
間程度が適当であり、バッチ焼鈍では加熱速度4〜20
℃/分、保持時間が1〜10時間が適当である。冷却速
度は、熱収縮による歪みが鋼板内に残留しない限りにお
いて、通常採用される冷却速度で構わない。例えば、6
00℃まで13.5℃/秒、300℃まで12℃/秒の
冷却速度が採用される。
は加熱速度200〜500℃/分、保持時間が2〜5分
間程度が適当であり、バッチ焼鈍では加熱速度4〜20
℃/分、保持時間が1〜10時間が適当である。冷却速
度は、熱収縮による歪みが鋼板内に残留しない限りにお
いて、通常採用される冷却速度で構わない。例えば、6
00℃まで13.5℃/秒、300℃まで12℃/秒の
冷却速度が採用される。
【0033】上記一次焼鈍が施された鋼板は、圧延率4
0〜80%で二次冷間圧延される。圧延率が40%未満
あるいは80%超では、上述した一次冷間圧延の場合と
同様な理由で最終的なGOSS 粒の集積が十分でない。こ
の冷間圧延は、一次冷間圧延と同様、無潤滑、潤滑のい
ずれでも実施可能である。
0〜80%で二次冷間圧延される。圧延率が40%未満
あるいは80%超では、上述した一次冷間圧延の場合と
同様な理由で最終的なGOSS 粒の集積が十分でない。こ
の冷間圧延は、一次冷間圧延と同様、無潤滑、潤滑のい
ずれでも実施可能である。
【0034】このようにして得られた二次冷延板は、再
び600〜900℃の温度で焼鈍される(二次焼鈍)。
焼鈍温度が600℃未満では、焼鈍による完全再結晶を
行わせることができない。一方、焼鈍温度が900℃を
超えると、再結晶は達成されるが、焼鈍コストが不可避
的に高くなってしまう。また、短時間で再結晶を行わ
せ、かつ経済性をも確保するには、特に680〜800
℃の温度で焼鈍することが好ましい。この二次焼鈍でも
一次焼鈍と同様の理由で鋼板表面の若干の酸化が許容さ
れるが、この場合も酸化膜を過度に生成しないようにす
るという観点から、極力酸素分圧の低い非酸化性雰囲気
または真空中で行うことが好ましい。この二次焼鈍時間
も一次焼鈍と同様に通常2分以上であれば問題はない。
この二次焼鈍処理も箱型炉によるバッチ焼鈍又は連続焼
鈍にて実施することができる。
び600〜900℃の温度で焼鈍される(二次焼鈍)。
焼鈍温度が600℃未満では、焼鈍による完全再結晶を
行わせることができない。一方、焼鈍温度が900℃を
超えると、再結晶は達成されるが、焼鈍コストが不可避
的に高くなってしまう。また、短時間で再結晶を行わ
せ、かつ経済性をも確保するには、特に680〜800
℃の温度で焼鈍することが好ましい。この二次焼鈍でも
一次焼鈍と同様の理由で鋼板表面の若干の酸化が許容さ
れるが、この場合も酸化膜を過度に生成しないようにす
るという観点から、極力酸素分圧の低い非酸化性雰囲気
または真空中で行うことが好ましい。この二次焼鈍時間
も一次焼鈍と同様に通常2分以上であれば問題はない。
この二次焼鈍処理も箱型炉によるバッチ焼鈍又は連続焼
鈍にて実施することができる。
【0035】なお、一次冷間圧延及び二次冷間圧延の後
に夫々実施される上述のような中間焼鈍の温度は、後述
する三次焼鈍後の鋼板の磁束密度特性に影響を与える。
従って、中間焼鈍としての一次焼鈍及び二次焼鈍の温度
を適切に規定する必要がある。二次焼鈍が施された鋼板
は、さらに圧延率50〜75%で三次冷間圧延される。
圧延率が50%未満あるいは75%超では、上述した一
次および二次冷間圧延と同様な理由で最終的なGoss粒の
集積が十分でない。この冷間圧延も、一次および二次冷
間圧延と同様、無潤滑、潤滑のいずれでも実施可能であ
る。
に夫々実施される上述のような中間焼鈍の温度は、後述
する三次焼鈍後の鋼板の磁束密度特性に影響を与える。
従って、中間焼鈍としての一次焼鈍及び二次焼鈍の温度
を適切に規定する必要がある。二次焼鈍が施された鋼板
は、さらに圧延率50〜75%で三次冷間圧延される。
圧延率が50%未満あるいは75%超では、上述した一
次および二次冷間圧延と同様な理由で最終的なGoss粒の
集積が十分でない。この冷間圧延も、一次および二次冷
間圧延と同様、無潤滑、潤滑のいずれでも実施可能であ
る。
【0036】このようにして得られた三次冷延板は、さ
らに1000〜1300℃の温度で焼鈍される(三次焼
鈍)。これにより表面エネルギーを利用した結晶粒成長
が生じ、Goss粒が成長する。焼鈍温度が1000℃未満
では、表面エネルギーを利用した結晶粒成長の駆動力が
十分でないため所望のGoss組織を得ることはできない。
一方、焼鈍温度が1300℃を超えると、実質的にこの
ような高温加熱のために必要なエネルギーコストが大き
くなり過ぎ、実用上の問題を生じる。
らに1000〜1300℃の温度で焼鈍される(三次焼
鈍)。これにより表面エネルギーを利用した結晶粒成長
が生じ、Goss粒が成長する。焼鈍温度が1000℃未満
では、表面エネルギーを利用した結晶粒成長の駆動力が
十分でないため所望のGoss組織を得ることはできない。
一方、焼鈍温度が1300℃を超えると、実質的にこの
ような高温加熱のために必要なエネルギーコストが大き
くなり過ぎ、実用上の問題を生じる。
【0037】この三次焼鈍(最終焼鈍)は、水素が必要
量以上含まれている実質的に還元性を有する雰囲気中
か、実質的に窒素、Ar等の不活性ガスを主体とし酸素
分圧が0.5Pa以下の非酸化性雰囲気又は酸素分圧が
0.5Pa以下の真空中で行う必要がある。これは、結
晶方位のGoss方位への集積を阻害する鋼板表面に対する
酸化膜の形成を防止するためである。真空雰囲気中又は
不活性ガス雰囲気中に酸素分圧が0.5Paを超える程
度に酸素が含有される場合には、鋼板表面に酸化膜が形
成され、上記のような効果は得られない。この三次焼鈍
時間は10分間以下とする。すなわち、特開平5−18
6829号の方法では、上述したように十分に安定した
Goss組織を形成するためには1時間以上の焼鈍時間が必
要であるが、本発明ではSの量を上述のように10ppm
以下に規定したので十分に安定したGoss組織を形成する
ための焼鈍時間は10分間以下であればよい。なお、こ
の三次焼鈍の温度によってSの作用は当然異なり、その
温度が高ければより短時間で粒成長が終了するが、本発
明では三次焼鈍の温度範囲である1000〜1300℃
において温度を問わず10分間以下の焼鈍時間で十分に
安定したGoss組織を得ることができるのである。そし
て、下限は特に規定されないが、3分間程度でも十分な
Goss組織を形成することができる。
量以上含まれている実質的に還元性を有する雰囲気中
か、実質的に窒素、Ar等の不活性ガスを主体とし酸素
分圧が0.5Pa以下の非酸化性雰囲気又は酸素分圧が
0.5Pa以下の真空中で行う必要がある。これは、結
晶方位のGoss方位への集積を阻害する鋼板表面に対する
酸化膜の形成を防止するためである。真空雰囲気中又は
不活性ガス雰囲気中に酸素分圧が0.5Paを超える程
度に酸素が含有される場合には、鋼板表面に酸化膜が形
成され、上記のような効果は得られない。この三次焼鈍
時間は10分間以下とする。すなわち、特開平5−18
6829号の方法では、上述したように十分に安定した
Goss組織を形成するためには1時間以上の焼鈍時間が必
要であるが、本発明ではSの量を上述のように10ppm
以下に規定したので十分に安定したGoss組織を形成する
ための焼鈍時間は10分間以下であればよい。なお、こ
の三次焼鈍の温度によってSの作用は当然異なり、その
温度が高ければより短時間で粒成長が終了するが、本発
明では三次焼鈍の温度範囲である1000〜1300℃
において温度を問わず10分間以下の焼鈍時間で十分に
安定したGoss組織を得ることができるのである。そし
て、下限は特に規定されないが、3分間程度でも十分な
Goss組織を形成することができる。
【0038】本発明の方法で得られた鋼板は上述のよう
に短時間の最終焼鈍でもGoss粒が十分に安定して成長
し、3%Siの組成において、直流で800A/mの磁
界を印加したときの磁束密度B8 が1.9T以上と優れ
た磁気特性を示す。B8 が1.9T未満であると電気機
器に適用した場合に鉄心が大型化し、また鉄損の増大を
招く虞がある。
に短時間の最終焼鈍でもGoss粒が十分に安定して成長
し、3%Siの組成において、直流で800A/mの磁
界を印加したときの磁束密度B8 が1.9T以上と優れ
た磁気特性を示す。B8 が1.9T未満であると電気機
器に適用した場合に鉄心が大型化し、また鉄損の増大を
招く虞がある。
【0039】このように本発明のような短時間の最終焼
鈍によって優れた特性を有する鋼板が製造できるのは、
特定の組成の鋼に対し、一次冷圧、一次焼鈍、二次冷
圧、二次焼鈍、三次冷圧を特定条件で行うことにより好
ましい集合組織が形成され、最終次焼鈍による表面エネ
ルギーを利用したGoss粒の選択的粒成長が速やかに生じ
ることによる。
鈍によって優れた特性を有する鋼板が製造できるのは、
特定の組成の鋼に対し、一次冷圧、一次焼鈍、二次冷
圧、二次焼鈍、三次冷圧を特定条件で行うことにより好
ましい集合組織が形成され、最終次焼鈍による表面エネ
ルギーを利用したGoss粒の選択的粒成長が速やかに生じ
ることによる。
【0040】
【実施例】表1に示すSを変化させた化学組成の鋼を溶
製した後スラブとなし、仕上温度850℃にて板厚1.
2mmまで熱間圧延を行った。酸洗により表面のスケー
ル層を除去した後、板厚0.50mmまで一次冷間圧延
を行った。次いで、この冷間圧延板に対して窒素雰囲気
中にて800℃で2分間の連続焼鈍処理を施した。その
後、焼鈍後の鋼板に対して板厚0.30mmまで二次冷
間圧延を行った。引き続き窒素雰囲気中にて800℃で
2分間連続焼鈍を行い、さらに板厚0.10mmまで冷
間圧延を行った。そして、この資料に窒素雰囲気中にて
700℃まで昇温して保持せずに冷却という条件の熱処
理を施した。
製した後スラブとなし、仕上温度850℃にて板厚1.
2mmまで熱間圧延を行った。酸洗により表面のスケー
ル層を除去した後、板厚0.50mmまで一次冷間圧延
を行った。次いで、この冷間圧延板に対して窒素雰囲気
中にて800℃で2分間の連続焼鈍処理を施した。その
後、焼鈍後の鋼板に対して板厚0.30mmまで二次冷
間圧延を行った。引き続き窒素雰囲気中にて800℃で
2分間連続焼鈍を行い、さらに板厚0.10mmまで冷
間圧延を行った。そして、この資料に窒素雰囲気中にて
700℃まで昇温して保持せずに冷却という条件の熱処
理を施した。
【0041】
【表1】
【0042】これらの試料を0.05mmまで化学研磨
にて両面から減厚し、X線回折により三次元結晶方位解
析を行った。その際の(110)[001]方位の強度
を図1に示す。図1から、Sが低下するに従って(11
0)[001]方位、すなわちGoss方位強度が著しく高
くなることが確認される。
にて両面から減厚し、X線回折により三次元結晶方位解
析を行った。その際の(110)[001]方位の強度
を図1に示す。図1から、Sが低下するに従って(11
0)[001]方位、すなわちGoss方位強度が著しく高
くなることが確認される。
【0043】上述のようにして3回冷間圧延を行った試
料をエプスタインサイズに剪断し、1200℃で5分間
100%水素中にて焼鈍し、磁束密度の測定を行った。
図2にその結果をエプスタイン試料10本にばらつきと
共に示す。この図から、Sが低下するにつれて磁束密度
のばらつきが減少していることがわかる。
料をエプスタインサイズに剪断し、1200℃で5分間
100%水素中にて焼鈍し、磁束密度の測定を行った。
図2にその結果をエプスタイン試料10本にばらつきと
共に示す。この図から、Sが低下するにつれて磁束密度
のばらつきが減少していることがわかる。
【0044】また、同様に焼鈍処理した各20本のエプ
スタイン試料について、磁束密度を測定し、各S量の試
料について磁束密度が1.85Tを超える割合を求め
た。その結果を図3に示す。この図に示すように、Sが
低下すると共に磁束密度の安定性は増大し、S量が10
ppm 以下であれば90%以上の試験片が1.85Tを超
えることが確認された。
スタイン試料について、磁束密度を測定し、各S量の試
料について磁束密度が1.85Tを超える割合を求め
た。その結果を図3に示す。この図に示すように、Sが
低下すると共に磁束密度の安定性は増大し、S量が10
ppm 以下であれば90%以上の試験片が1.85Tを超
えることが確認された。
【0045】
【発明の効果】この発明によれば、10分間以下の短時
間の最終焼鈍で、安定したGoss組織を形成することがで
き、結果として安定して高い磁束密度を有する方向性珪
素鋼板の製造方法が提供される。このように最終焼鈍を
短時間化することができるので、最終焼鈍を連続焼鈍で
行うことができる。
間の最終焼鈍で、安定したGoss組織を形成することがで
き、結果として安定して高い磁束密度を有する方向性珪
素鋼板の製造方法が提供される。このように最終焼鈍を
短時間化することができるので、最終焼鈍を連続焼鈍で
行うことができる。
【図1】珪素鋼板のS量と(110)[001]方位の
強度との関係を示す図。
強度との関係を示す図。
【図2】珪素鋼板のS量の磁束密度のばらつきに及ぼす
影響を示す図。
影響を示す図。
【図3】珪素鋼板の各S量における磁束密度が1.85
Tを超える割合を示す図。
Tを超える割合を示す図。
Claims (1)
- 【請求項1】 C:0.01wt%以下、Si:2.5
〜7wt%、Al:0.01wt%以下、N:0.01
wt%以下、Cu:0.01wt%以下、S:10ppm
以下である鋼材を準備し、この鋼材を1000℃以上に
保持した後、仕上温度が700〜950℃の熱間圧延を
施し、次いで圧延率30〜85%の一次冷間圧延を施
し、さらに600〜900℃の温度で焼鈍し、その後、
圧延率40〜80%の二次冷間圧延を施し、引き続き6
00〜900℃で焼鈍し、さらに圧延率50〜75%の
三次冷間圧延を施し、引き続き還元性雰囲気若しくは酸
素分圧が0.5Pa以下の非酸化性雰囲気、又は酸素分
圧が0.5Pa以下の真空中において1000〜130
0℃の温度で10分間以下の間焼鈍することを特徴とす
る磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5351030A JPH07197126A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5351030A JPH07197126A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07197126A true JPH07197126A (ja) | 1995-08-01 |
Family
ID=18414570
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5351030A Pending JPH07197126A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 磁束密度の高い方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07197126A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN1103825C (zh) * | 1998-10-27 | 2003-03-26 | 川崎制铁株式会社 | 加工性和磁特性良好的电工钢板及其制造方法 |
US7371291B2 (en) | 2001-01-19 | 2008-05-13 | Jfe Steel Corporation | Grain-oriented magnetic steel sheet having no undercoat film comprising forsterite as primary component and having good magnetic characteristics |
JP2011208188A (ja) * | 2010-03-29 | 2011-10-20 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1993
- 1993-12-28 JP JP5351030A patent/JPH07197126A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN1103825C (zh) * | 1998-10-27 | 2003-03-26 | 川崎制铁株式会社 | 加工性和磁特性良好的电工钢板及其制造方法 |
US7371291B2 (en) | 2001-01-19 | 2008-05-13 | Jfe Steel Corporation | Grain-oriented magnetic steel sheet having no undercoat film comprising forsterite as primary component and having good magnetic characteristics |
JP2011208188A (ja) * | 2010-03-29 | 2011-10-20 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
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