JPH10102148A - 磁気特性に優れる含Ａｌ方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れる含Ａｌ方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JPH10102148A JPH10102148A JP8252764A JP25276496A JPH10102148A JP H10102148 A JPH10102148 A JP H10102148A JP 8252764 A JP8252764 A JP 8252764A JP 25276496 A JP25276496 A JP 25276496A JP H10102148 A JPH10102148 A JP H10102148A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 AlN をインヒビターとして用いる方向性けい
素鋼板の製造方法において、最終冷延直前の焼鈍を低温
化して、トータルコスト低減、磁気特性向上を図る。 【解決手段】 けい素鋼スラブとしてCuを含有するもの
を用いる。熱間圧延の際に、AlN の安定微細析出処理を
行う。冷間圧延工程と組み合わせる焼鈍工程のうち、処
理温度が最も高い焼鈍工程の焼鈍を、その焼鈍温度の変
化に対する一次再結晶焼鈍後の平均結晶粒径の変化が正
の値になる温度範囲で行う。
素鋼板の製造方法において、最終冷延直前の焼鈍を低温
化して、トータルコスト低減、磁気特性向上を図る。 【解決手段】 けい素鋼スラブとしてCuを含有するもの
を用いる。熱間圧延の際に、AlN の安定微細析出処理を
行う。冷間圧延工程と組み合わせる焼鈍工程のうち、処
理温度が最も高い焼鈍工程の焼鈍を、その焼鈍温度の変
化に対する一次再結晶焼鈍後の平均結晶粒径の変化が正
の値になる温度範囲で行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、方向性けい素鋼
板の製造方法に関し、特に最終冷延前の焼鈍温度を低下
させても優れた磁気特性を安定して得ることのできる方
法を提案しようとするものである。
板の製造方法に関し、特に最終冷延前の焼鈍温度を低下
させても優れた磁気特性を安定して得ることのできる方
法を提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から、方向性けい素鋼板を製造する
に際しては、Al、Mn、Ｎ、Se、Ｓ等のインヒビター成分
を含有するけい素鋼スラブを加熱後に熱間圧延を行い、
次いで１回又は複数回の焼鈍工程と１回又は複数回の冷
間圧延工程とを組み合わせて施した後、一次再結晶焼鈍
を行い、その後に焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶
焼鈍が行うのが一般的である。すなわち、MnS 、MnSe、
AlN 又はSb、Sn、Cu等のインヒビターを鋼中に微細に分
散させて、このインヒビターの作用により二次再結晶焼
鈍時に、結晶粒を磁化容易軸が圧延方向に向かうゴス方
位に高度に揃えるのである。
に際しては、Al、Mn、Ｎ、Se、Ｓ等のインヒビター成分
を含有するけい素鋼スラブを加熱後に熱間圧延を行い、
次いで１回又は複数回の焼鈍工程と１回又は複数回の冷
間圧延工程とを組み合わせて施した後、一次再結晶焼鈍
を行い、その後に焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶
焼鈍が行うのが一般的である。すなわち、MnS 、MnSe、
AlN 又はSb、Sn、Cu等のインヒビターを鋼中に微細に分
散させて、このインヒビターの作用により二次再結晶焼
鈍時に、結晶粒を磁化容易軸が圧延方向に向かうゴス方
位に高度に揃えるのである。
【０００３】上記インヒビターのうち、AlN を用いる技
術にあっては、特公昭４６−２３８２０号公報等に開示
されているように、最終冷延前の焼鈍工程において、そ
の高温均熱時にAlN を一旦解離固溶させ、引き続く冷却
過程で微細なAlN として析出させるのが通例であった。
これは、AlN の構成成分である窒素が高移動性の成分で
あることから、MnS 、MnSe等のように熱間圧延段階での
微細析出が困難であることに由来する。
術にあっては、特公昭４６−２３８２０号公報等に開示
されているように、最終冷延前の焼鈍工程において、そ
の高温均熱時にAlN を一旦解離固溶させ、引き続く冷却
過程で微細なAlN として析出させるのが通例であった。
これは、AlN の構成成分である窒素が高移動性の成分で
あることから、MnS 、MnSe等のように熱間圧延段階での
微細析出が困難であることに由来する。
【０００４】しかしながら、かかる高温焼鈍工程は、高
温に耐え得る炉を建設する費用が嵩むばかりか、燃料費
等の操業コストも加速度的な上昇を伴うのでランニング
コストも増大する。また、AlN の固溶急冷のための冷却
設備を要し、更に、高温焼鈍に伴う組織の粗大化に起因
して、一次再結晶粒におけるゴス方位粒の分布が不均一
になる等の問題点があった。
温に耐え得る炉を建設する費用が嵩むばかりか、燃料費
等の操業コストも加速度的な上昇を伴うのでランニング
コストも増大する。また、AlN の固溶急冷のための冷却
設備を要し、更に、高温焼鈍に伴う組織の粗大化に起因
して、一次再結晶粒におけるゴス方位粒の分布が不均一
になる等の問題点があった。
【０００５】かかる操業上などの要請から、最終冷延前
の焼鈍を低温化することが従来から考えられ、実際に、
AlN が固溶する高温の温度範囲のうち、可能な限り低温
で行うことが試みられた（例えば、特公平２−２６７２
３３号公報）。しかしこのような温度領域での焼鈍で
は、温度を低下させたとはいえ、まだまだ高温であり、
温度低下による効果が十分ではなく、しかも、良好な磁
気特性が安定して得られなくなるという弊害を生じる。
の焼鈍を低温化することが従来から考えられ、実際に、
AlN が固溶する高温の温度範囲のうち、可能な限り低温
で行うことが試みられた（例えば、特公平２−２６７２
３３号公報）。しかしこのような温度領域での焼鈍で
は、温度を低下させたとはいえ、まだまだ高温であり、
温度低下による効果が十分ではなく、しかも、良好な磁
気特性が安定して得られなくなるという弊害を生じる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明の目的は、良
好な磁気特性を安定して得つつ、最終冷延前の焼鈍の十
分な低温化を達成する含Al方向性けい素鋼板の製造方法
を提案することにある。
好な磁気特性を安定して得つつ、最終冷延前の焼鈍の十
分な低温化を達成する含Al方向性けい素鋼板の製造方法
を提案することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、従来
試みられたような、AlN が固溶する温度範囲のうち可能
な限り低温での焼鈍、すなわち、温度の上昇に対して一
次再結晶粒径が減少する温度範囲での焼鈍から、焼鈍温
度を大幅に低下させることを可能にすべく、鋭意研究を
重ねた。その結果、AlN を熱延段階で微細分散させ、そ
の後の焼鈍工程では単に組織制御と炭化物制御のみに特
化させることによって、この焼鈍工程ではAlN インヒビ
ター固溶のための高温を必要せず、短時間化を可能にし
て、しかも、均一なゴス方位核の空間分散が一次再結晶
組織にて得られるとにより、良好な磁気特性を安定して
得ることができるとの新規知見を得た。この新規知見に
基づき、更に研究開発を進め、AlN を熱延段階で微細分
散させるこの発明に得るに至った。
試みられたような、AlN が固溶する温度範囲のうち可能
な限り低温での焼鈍、すなわち、温度の上昇に対して一
次再結晶粒径が減少する温度範囲での焼鈍から、焼鈍温
度を大幅に低下させることを可能にすべく、鋭意研究を
重ねた。その結果、AlN を熱延段階で微細分散させ、そ
の後の焼鈍工程では単に組織制御と炭化物制御のみに特
化させることによって、この焼鈍工程ではAlN インヒビ
ター固溶のための高温を必要せず、短時間化を可能にし
て、しかも、均一なゴス方位核の空間分散が一次再結晶
組織にて得られるとにより、良好な磁気特性を安定して
得ることができるとの新規知見を得た。この新規知見に
基づき、更に研究開発を進め、AlN を熱延段階で微細分
散させるこの発明に得るに至った。
【０００８】すわなち、この発明は、Si：1.5 〜4.5 wt
％を含み、かつAl及びＮをインヒビター成分として含有
するけい素鋼スラブに熱間圧延を行い、次いで１回又は
複数回の焼鈍工程と１回又は複数回の冷間圧延工程とを
組み合わせて施した後、一次再結晶焼鈍を行い、その後
に焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍を行う方向
性けい素鋼板の製造方法において、上記けい素鋼スラブ
としてCuを含有するものを用い、上記冷間圧延工程と組
み合わせる焼鈍工程のうち、処理温度が最も高い焼鈍工
程の焼鈍を、その焼鈍温度の変化に対する一次再結晶焼
鈍後の平均結晶粒径の変化が正の値になる温度範囲で行
うことを特徴とする磁気特性に優れる含Al方向性けい素
鋼板の製造方法である。
％を含み、かつAl及びＮをインヒビター成分として含有
するけい素鋼スラブに熱間圧延を行い、次いで１回又は
複数回の焼鈍工程と１回又は複数回の冷間圧延工程とを
組み合わせて施した後、一次再結晶焼鈍を行い、その後
に焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍を行う方向
性けい素鋼板の製造方法において、上記けい素鋼スラブ
としてCuを含有するものを用い、上記冷間圧延工程と組
み合わせる焼鈍工程のうち、処理温度が最も高い焼鈍工
程の焼鈍を、その焼鈍温度の変化に対する一次再結晶焼
鈍後の平均結晶粒径の変化が正の値になる温度範囲で行
うことを特徴とする磁気特性に優れる含Al方向性けい素
鋼板の製造方法である。
【０００９】ここに、冷間圧延工程と組み合わせる焼鈍
工程のうち、処理温度が最も高い焼鈍工程の焼鈍は、Al
N を本質的に固溶させない低温焼鈍であること、熱間圧
延後の熱延板において、析出Mn量を0.005 wt％以下、析
出Cu量を0.01wt％以上とすること、けい素鋼スラブとし
てSeを0.01wt％以上含有するものを用い、かつ、２回の
焼鈍工程と２回の冷間圧延工程とを組み合わせて施し、
この第２回目の焼鈍工程の焼鈍温度が、処理温度が最も
高い焼鈍工程であること、及び熱間圧延に先立ち、誘導
加熱によりスラブを1350℃以上に加熱することが、有利
に適合する。
工程のうち、処理温度が最も高い焼鈍工程の焼鈍は、Al
N を本質的に固溶させない低温焼鈍であること、熱間圧
延後の熱延板において、析出Mn量を0.005 wt％以下、析
出Cu量を0.01wt％以上とすること、けい素鋼スラブとし
てSeを0.01wt％以上含有するものを用い、かつ、２回の
焼鈍工程と２回の冷間圧延工程とを組み合わせて施し、
この第２回目の焼鈍工程の焼鈍温度が、処理温度が最も
高い焼鈍工程であること、及び熱間圧延に先立ち、誘導
加熱によりスラブを1350℃以上に加熱することが、有利
に適合する。
【００１０】
【発明の実施の形態】さて、この発明では上記の目的の
ために、最終冷延直前の焼鈍の前段階、すなわち熱延工
程あるいは最初の加熱工程の時点で良好なAlN 分散を得
ることによって、引き続く焼鈍工程ではAlN を固溶する
ことなく、わずかなオストワルド成長を起こす範囲に止
め、これにより良好な組織制御と炭化物制御を可能なら
しめ、優れた一次再結晶状態を得て良好な製品磁気特性
を発現させるものである。すなわち、最終冷延前の焼鈍
の役割を、再結晶と炭化物制御とに特化させるという新
規な製造工程である。
ために、最終冷延直前の焼鈍の前段階、すなわち熱延工
程あるいは最初の加熱工程の時点で良好なAlN 分散を得
ることによって、引き続く焼鈍工程ではAlN を固溶する
ことなく、わずかなオストワルド成長を起こす範囲に止
め、これにより良好な組織制御と炭化物制御を可能なら
しめ、優れた一次再結晶状態を得て良好な製品磁気特性
を発現させるものである。すなわち、最終冷延前の焼鈍
の役割を、再結晶と炭化物制御とに特化させるという新
規な製造工程である。
【００１１】このための手段として、熱延板時点でAlN
の安定微細析出させるようにする。具体的には、熱延板
時点でのMn析出量を0.005 wt％以下とし、Cu析出量を0.
01wt％以上とする。これにより、一次再結晶焼鈍板にお
ける表層から1/5 板厚における断面において先鋭なるゴ
ス核を富化し、かつ、それらの空間分布を均一にならし
めるのである。
の安定微細析出させるようにする。具体的には、熱延板
時点でのMn析出量を0.005 wt％以下とし、Cu析出量を0.
01wt％以上とする。これにより、一次再結晶焼鈍板にお
ける表層から1/5 板厚における断面において先鋭なるゴ
ス核を富化し、かつ、それらの空間分布を均一にならし
めるのである。
【００１２】なお、最終冷延直前の焼鈍温度が、AlN を
固溶することなく、わずかなオストワルド成長を起こす
温度範囲にあるか否かの確認方法としては、一次再結晶
粒径の最終冷延前焼鈍の温度依存性を指標とすることが
できるので、この発明でもこの方法を採用する。すなわ
ち、この焼鈍温度を上昇させたときに、平均一次再結晶
粒径が増大する温度範囲では、その焼鈍温度の変化に対
する一次再結晶焼鈍後の平均結晶粒径の変化が正の値に
なり、かかる温度範囲ではAlN を固溶することなく、わ
ずかなオストワルド成長を起こす温度範囲になる。
固溶することなく、わずかなオストワルド成長を起こす
温度範囲にあるか否かの確認方法としては、一次再結晶
粒径の最終冷延前焼鈍の温度依存性を指標とすることが
できるので、この発明でもこの方法を採用する。すなわ
ち、この焼鈍温度を上昇させたときに、平均一次再結晶
粒径が増大する温度範囲では、その焼鈍温度の変化に対
する一次再結晶焼鈍後の平均結晶粒径の変化が正の値に
なり、かかる温度範囲ではAlN を固溶することなく、わ
ずかなオストワルド成長を起こす温度範囲になる。
【００１３】また、熱延板段階（最終冷延前）での析出
Cu量、析出Mn量の分析法としては、ＭＡ系電解抽出ろ過
後、HNO3＋HCl 混酸溶解してＩＣＰ分析する方法を用い
ることができる。
Cu量、析出Mn量の分析法としては、ＭＡ系電解抽出ろ過
後、HNO3＋HCl 混酸溶解してＩＣＰ分析する方法を用い
ることができる。
【００１４】この発明で出発材となるけい素鋼スラブ
は、Siを1.5 〜4.5 wt％含有するものとする。Si量は少
な過ぎると磁気特性が劣化するために下限を1.5 wt％と
した。また、Si量が、多過ぎると冷延性が阻害されるた
め、4.5 wt％を上限とした。
は、Siを1.5 〜4.5 wt％含有するものとする。Si量は少
な過ぎると磁気特性が劣化するために下限を1.5 wt％と
した。また、Si量が、多過ぎると冷延性が阻害されるた
め、4.5 wt％を上限とした。
【００１５】Mnは、脆化抑制成分として添加するもので
あり、この脆性の観点からは0.02wt％程度以上の添加が
推奨される。しかし、0.1 wt％以上添加すると、析出Mn
量が増えて所望の効果が得られないため、好ましくな
い。すなわち、熱延板段階での析出Mn量が0.005 wt％を
超えると粗大なMn化合物が増え、AlN を粗大析出する傾
向があるためである。このように熱延板段階での析出Mn
量を0.005 wt％以下にするには、後述するように低温域
（1100℃以下）で長時間熱延したり、1200℃から1100℃
の温度範囲を急冷して滞留時間を減らしたり、誘導加熱
により1350℃以上の高温で熱延前の加熱をすることが好
ましい。これは、安定した均一加熱により残存析出Mnを
均一に固溶できるからである。
あり、この脆性の観点からは0.02wt％程度以上の添加が
推奨される。しかし、0.1 wt％以上添加すると、析出Mn
量が増えて所望の効果が得られないため、好ましくな
い。すなわち、熱延板段階での析出Mn量が0.005 wt％を
超えると粗大なMn化合物が増え、AlN を粗大析出する傾
向があるためである。このように熱延板段階での析出Mn
量を0.005 wt％以下にするには、後述するように低温域
（1100℃以下）で長時間熱延したり、1200℃から1100℃
の温度範囲を急冷して滞留時間を減らしたり、誘導加熱
により1350℃以上の高温で熱延前の加熱をすることが好
ましい。これは、安定した均一加熱により残存析出Mnを
均一に固溶できるからである。
【００１６】インヒビター成分として含有するAl，Ｎの
量は、かかるAl、Ｎ量の変化により焼鈍温度の最適値は
異なるが、かかる焼鈍温度により含有量の範囲は定める
必要はない。概ねAl：0.01〜0.1 wt％、Ｎ：30〜120 pp
m 程度が適当である。
量は、かかるAl、Ｎ量の変化により焼鈍温度の最適値は
異なるが、かかる焼鈍温度により含有量の範囲は定める
必要はない。概ねAl：0.01〜0.1 wt％、Ｎ：30〜120 pp
m 程度が適当である。
【００１７】また、Cuは、この発明で特に有用な成分で
ある。Cuは、熱延板段階で0.01wt％以上析出させること
が望ましい。これは、Cux S 、Cux Seの存在下ではAlN
が複合析出して高度に微細析出するとともに安定化する
ためである。このCu化合物の析出量は、低温域で熱延す
ること等により増大させることができる。かかる所定量
のCuを析出させるためには、スラブ中のCu量は0.02wt％
以上が好ましく、また、0.3 wt％を超えると熱間での脆
化が生じるため、上限は0.3 wt％程度が望ましい。この
発明で熱延板段階でのCuの析出量を0.01wt％以上とする
ことにより、磁気特性が安定化する理由は定かではない
が、おそらく、CuとAlN とが複合微細析出することによ
り、AlN の析出状態を安定なエネルギー状態とし、焼鈍
時の固溶を抑制するものと考えられる。そのため、この
発明のように最終冷延直前の焼鈍ではAlN を固溶−微細
分散させる必要がないため従来よりも更に低温領域で行
うことが可能で、AlN は本質的に変化させずに、金属組
織制御を可能ならしめるものと考えられる。
ある。Cuは、熱延板段階で0.01wt％以上析出させること
が望ましい。これは、Cux S 、Cux Seの存在下ではAlN
が複合析出して高度に微細析出するとともに安定化する
ためである。このCu化合物の析出量は、低温域で熱延す
ること等により増大させることができる。かかる所定量
のCuを析出させるためには、スラブ中のCu量は0.02wt％
以上が好ましく、また、0.3 wt％を超えると熱間での脆
化が生じるため、上限は0.3 wt％程度が望ましい。この
発明で熱延板段階でのCuの析出量を0.01wt％以上とする
ことにより、磁気特性が安定化する理由は定かではない
が、おそらく、CuとAlN とが複合微細析出することによ
り、AlN の析出状態を安定なエネルギー状態とし、焼鈍
時の固溶を抑制するものと考えられる。そのため、この
発明のように最終冷延直前の焼鈍ではAlN を固溶−微細
分散させる必要がないため従来よりも更に低温領域で行
うことが可能で、AlN は本質的に変化させずに、金属組
織制御を可能ならしめるものと考えられる。
【００１８】その他、公知のインヒビター成分、例えば
Ｓ、Se、Sb、Sn、Bi等は、従来公知の含有量の範囲で任
意に含有させることが可能である。
Ｓ、Se、Sb、Sn、Bi等は、従来公知の含有量の範囲で任
意に含有させることが可能である。
【００１９】上記の成分を含有するスラブに熱間圧延を
行い、次いで１回又は複数回の焼鈍工程と１回又は複数
回の冷間圧延工程とを組み合わせて施す。この熱間圧延
に際しては、所定量のCu析出物を有利に析出させるため
に、低温域（1100℃以下）で長時間熱延したり、1200℃
以下の温度範囲を急冷して滞留時間を減らしたり、誘導
加熱により1350℃以上の高温で熱延前の加熱をすること
が好ましい。
行い、次いで１回又は複数回の焼鈍工程と１回又は複数
回の冷間圧延工程とを組み合わせて施す。この熱間圧延
に際しては、所定量のCu析出物を有利に析出させるため
に、低温域（1100℃以下）で長時間熱延したり、1200℃
以下の温度範囲を急冷して滞留時間を減らしたり、誘導
加熱により1350℃以上の高温で熱延前の加熱をすること
が好ましい。
【００２０】また、冷間圧延工程と組み合わせる焼鈍工
程の中での最高焼鈍温度は、その焼鈍温度の変化に対す
る一次再結晶焼鈍後の平均結晶粒径の変化が正の値にな
る温度範囲であり、具体的には、Al量、Ｎ量にもよるが
概ね800 〜1100℃に低温化が可能である。また、焼鈍時
間は10〜60s と短時間化が可能である。かかる焼鈍は通
常、最終冷延直前の焼鈍であり、単に組織制御と炭化物
制御のみに特化させることができる。かくして、組織を
均一再結晶の状態に、炭化物を固溶又は微細析出の状態
に制御するので、磁気特性の向上に有利である。
程の中での最高焼鈍温度は、その焼鈍温度の変化に対す
る一次再結晶焼鈍後の平均結晶粒径の変化が正の値にな
る温度範囲であり、具体的には、Al量、Ｎ量にもよるが
概ね800 〜1100℃に低温化が可能である。また、焼鈍時
間は10〜60s と短時間化が可能である。かかる焼鈍は通
常、最終冷延直前の焼鈍であり、単に組織制御と炭化物
制御のみに特化させることができる。かくして、組織を
均一再結晶の状態に、炭化物を固溶又は微細析出の状態
に制御するので、磁気特性の向上に有利である。
【００２１】なお、最終冷延直前の焼鈍とは、冷延１回
法の場合は熱延板焼鈍が、冷延２回法の場合は中間焼鈍
が該当する。冷延２回法の場合でも熱延板焼鈍を実施す
ることができることは、いうまでもない。
法の場合は熱延板焼鈍が、冷延２回法の場合は中間焼鈍
が該当する。冷延２回法の場合でも熱延板焼鈍を実施す
ることができることは、いうまでもない。
【００２２】けい素鋼スラブとしてSeを0.01wt％以上含
有するものを用い、かつ、２回の焼鈍工程と２回の冷間
圧延工程とを組み合わせて施し、この第２回目の焼鈍工
程の焼鈍温度が、処理温度が最も高い焼鈍工程であるこ
とは、第１回目の焼鈍工程で、不要なインヒビター劣化
を生じないために好ましい。
有するものを用い、かつ、２回の焼鈍工程と２回の冷間
圧延工程とを組み合わせて施し、この第２回目の焼鈍工
程の焼鈍温度が、処理温度が最も高い焼鈍工程であるこ
とは、第１回目の焼鈍工程で、不要なインヒビター劣化
を生じないために好ましい。
【００２３】その後、常法に従い一次再結晶焼鈍を行
い、その後に焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍
を行う。また、抑制力の付加技術として、鋼板を途中工
程で窒化させる技術においても、この発明による制御技
術は有効である。
い、その後に焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍
を行う。また、抑制力の付加技術として、鋼板を途中工
程で窒化させる技術においても、この発明による制御技
術は有効である。
【００２４】
（実施例１）Mn：0.07wt％、Cu：0.10wt％、Ｃ：0.06wt
％、Se：0.02wt％、Si：3.3 wt％、Al：0.03wt％、Ｎ：
0.01wt％及びSb：0.03wt％を含有するけい素鋼スラブを
誘導加熱により1400℃に加熱した後、2.5 mmの板厚に熱
間圧延し、その際、1200℃から1100℃の温度範囲を急冷
して滞留時間を減らすことによりMnを0.002 wt％、Cuを
0.03wt％析出させ、次いで1000℃，１min の熱延板焼鈍
を行ってから1.7 mm厚まで冷間圧延後、組織制御と炭化
物制御のための1040℃で20sec の中間焼鈍を行い、0.23
mm厚まで最終冷延後、850 ℃で一次再結晶焼鈍を行い、
焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してから、二次再結晶焼鈍
を行った（適合例）。
％、Se：0.02wt％、Si：3.3 wt％、Al：0.03wt％、Ｎ：
0.01wt％及びSb：0.03wt％を含有するけい素鋼スラブを
誘導加熱により1400℃に加熱した後、2.5 mmの板厚に熱
間圧延し、その際、1200℃から1100℃の温度範囲を急冷
して滞留時間を減らすことによりMnを0.002 wt％、Cuを
0.03wt％析出させ、次いで1000℃，１min の熱延板焼鈍
を行ってから1.7 mm厚まで冷間圧延後、組織制御と炭化
物制御のための1040℃で20sec の中間焼鈍を行い、0.23
mm厚まで最終冷延後、850 ℃で一次再結晶焼鈍を行い、
焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してから、二次再結晶焼鈍
を行った（適合例）。
【００２５】この中間焼鈍の温度を種々に変化させて、
一次再結晶粒径の変化を調べ、その結果をプロットして
図１に示す。図１から分かるように、中間焼鈍温度が10
40℃近辺では中間焼鈍温度の上昇に伴い一次再結晶粒径
が増大している。また、このときの製品の磁束密度Ｂ8
の変化を、中間焼鈍温度をパラメータとして図２に示
す。図２より、1200℃付近の高温で中間焼鈍を行うと磁
気特性は劣化し、更にAlN の固溶域である1250℃では再
び磁気特性が回復するが、この発明に従う低温域での特
性値には及ばない。図３に、各温度で中間焼鈍−急冷後
の試料の析出Al量を示す1250℃では析出Alは検出され
ず、AlN が固溶状態であることがわかる。
一次再結晶粒径の変化を調べ、その結果をプロットして
図１に示す。図１から分かるように、中間焼鈍温度が10
40℃近辺では中間焼鈍温度の上昇に伴い一次再結晶粒径
が増大している。また、このときの製品の磁束密度Ｂ8
の変化を、中間焼鈍温度をパラメータとして図２に示
す。図２より、1200℃付近の高温で中間焼鈍を行うと磁
気特性は劣化し、更にAlN の固溶域である1250℃では再
び磁気特性が回復するが、この発明に従う低温域での特
性値には及ばない。図３に、各温度で中間焼鈍−急冷後
の試料の析出Al量を示す1250℃では析出Alは検出され
ず、AlN が固溶状態であることがわかる。
【００２６】（比較例１）実施例１と同じスラブを用い
て、熱延工程を高温で行い（仕上温度1160℃）、急冷−
巻取りをする以外は同一工程を施した。熱延板段階での
Mn析出量は0.008wt％、Cu析出量は0.005 wt％であっ
た。図４に中間焼鈍温度と一次再結晶粒径との関係を調
べた結果を示す。一次再結晶粒径は、中間焼鈍温度に対
してほとんど変化せず、粗大なものであった。図５に、
中間焼鈍温度と磁気特性との関係を示す。
て、熱延工程を高温で行い（仕上温度1160℃）、急冷−
巻取りをする以外は同一工程を施した。熱延板段階での
Mn析出量は0.008wt％、Cu析出量は0.005 wt％であっ
た。図４に中間焼鈍温度と一次再結晶粒径との関係を調
べた結果を示す。一次再結晶粒径は、中間焼鈍温度に対
してほとんど変化せず、粗大なものであった。図５に、
中間焼鈍温度と磁気特性との関係を示す。
【００２７】（実施例２）Ｃ：0.05wt％、Si：3.15wt
％、Al：0.03wt％、Ｎ：0.008 wt％、Ｓ：0.01wt％、M
n：0.1 wt％及びCu：0.05wt％を含むスラブを1220℃に
加熱して熱延し、2.0mmの熱延板に仕上げた。このと
き、1200〜1100℃の温度範囲における板厚を減らした状
態で、水冷を行うことにより冷却を強化し、熱延板段階
でのMn析出量を0.002 wt％、Cu析出量を0.02wt％とし
た。この熱延板を1050℃で熱延板焼鈍し、次いで１回の
冷延で0.23mmに仕上げた後、一次再結晶焼鈍を800 ℃で
行い、公知の方法で窒化した後、二次再結晶焼鈍を行っ
た。この場合の熱延板焼鈍温度に対する一次再結晶粒の
平均粒径の変化を図６に示す。熱延板焼鈍の上昇に応じ
て一次再結晶粒径が増大する1050℃での熱延板焼鈍によ
り、Ｂ8 ：1.94Ｔが得られた。
％、Al：0.03wt％、Ｎ：0.008 wt％、Ｓ：0.01wt％、M
n：0.1 wt％及びCu：0.05wt％を含むスラブを1220℃に
加熱して熱延し、2.0mmの熱延板に仕上げた。このと
き、1200〜1100℃の温度範囲における板厚を減らした状
態で、水冷を行うことにより冷却を強化し、熱延板段階
でのMn析出量を0.002 wt％、Cu析出量を0.02wt％とし
た。この熱延板を1050℃で熱延板焼鈍し、次いで１回の
冷延で0.23mmに仕上げた後、一次再結晶焼鈍を800 ℃で
行い、公知の方法で窒化した後、二次再結晶焼鈍を行っ
た。この場合の熱延板焼鈍温度に対する一次再結晶粒の
平均粒径の変化を図６に示す。熱延板焼鈍の上昇に応じ
て一次再結晶粒径が増大する1050℃での熱延板焼鈍によ
り、Ｂ8 ：1.94Ｔが得られた。
【００２８】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、熱間圧延の
際に、AlN の安定微細析出処理を行って、冷間圧延工程
と組み合わせる焼鈍工程のうち、処理温度が最も高い焼
鈍工程の焼鈍を、その焼鈍温度の変化に対する一次再結
晶焼鈍後の平均結晶粒径の変化が正の値になる温度範囲
で行うことにより、かかる焼鈍に要する設備費、ランニ
ングコストの低減を図りながら、従来以上の良好な磁気
特性を有する方向性けい素鋼板を得ることができる。
際に、AlN の安定微細析出処理を行って、冷間圧延工程
と組み合わせる焼鈍工程のうち、処理温度が最も高い焼
鈍工程の焼鈍を、その焼鈍温度の変化に対する一次再結
晶焼鈍後の平均結晶粒径の変化が正の値になる温度範囲
で行うことにより、かかる焼鈍に要する設備費、ランニ
ングコストの低減を図りながら、従来以上の良好な磁気
特性を有する方向性けい素鋼板を得ることができる。
【図１】実施例１における中間焼鈍の温度と一次再結晶
粒径との関係を示すグラフである。
粒径との関係を示すグラフである。
【図２】実施例１における中間焼鈍の温度と製品磁気特
性との関係を示すグラフである。
性との関係を示すグラフである。
【図３】実施例１における中間焼鈍温度と中間焼鈍後の
Al析出量との関係を示すグラフである。
Al析出量との関係を示すグラフである。
【図４】比較例における中間焼鈍の温度と一次再結晶粒
径との関係を示すグラフである。
径との関係を示すグラフである。
【図５】比較例における中間焼鈍の温度と製品磁気特性
との関係を示すグラフである。
との関係を示すグラフである。
【図６】実施例２における熱延板焼鈍温度と一次再結晶
粒径との関係を示すグラフである。
粒径との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 後藤 千寿子 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 中西 匡 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (5)
- 【請求項１】 Si：1.5 〜4.5 wt％を含み、かつAl及び
Ｎをインヒビター成分として含有するけい素鋼スラブに
熱間圧延を行い、次いで１回又は複数回の焼鈍工程と１
回又は複数回の冷間圧延工程とを組み合わせて施した
後、一次再結晶焼鈍を行い、その後に焼鈍分離剤を塗布
してから二次再結晶焼鈍を行う方向性けい素鋼板の製造
方法において、 上記けい素鋼スラブとしてCuを含有するものを用い、 上記冷間圧延工程と組み合わせる焼鈍工程のうち、処理
温度が最も高い焼鈍工程の焼鈍を、その焼鈍温度の変化
に対する一次再結晶焼鈍後の平均結晶粒径の変化が正の
値になる温度範囲で行うことを特徴とする磁気特性に優
れる含Al方向性けい素鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 冷間圧延工程と組み合わせる焼鈍工程の
うち、処理温度が最も高い焼鈍工程の焼鈍は、AlN を本
質的に固溶させない低温焼鈍であることを特徴とする請
求項１記載の磁気特性に優れる含Al方向性けい素鋼板の
製造方法。 - 【請求項３】 熱間圧延後の熱延板において、析出Mn量
を0.005 wt％以下、析出Cu量を0.01wt％以上とすること
を特徴とする請求項１又は２記載の磁気特性に優れる含
Al方向性けい素鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 けい素鋼スラブとしてSeを0.01wt％以上
含有するものを用い、かつ、２回の焼鈍工程と２回の冷
間圧延工程とを組み合わせて施し、この第２回目の焼鈍
工程の焼鈍温度が、処理温度が最も高い焼鈍工程である
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の
磁気特性に優れる含Al方向性けい素鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 熱間圧延に先立ち、誘導加熱によりスラ
ブを1350℃以上に加熱することを特徴とする請求項１〜
４のいずれか１項に記載の磁気特性に優れる含Al方向性
けい素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25276496A JP4196416B2 (ja) | 1996-09-25 | 1996-09-25 | 含Ａｌ方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25276496A JP4196416B2 (ja) | 1996-09-25 | 1996-09-25 | 含Ａｌ方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10102148A true JPH10102148A (ja) | 1998-04-21 |
| JP4196416B2 JP4196416B2 (ja) | 2008-12-17 |
Family
ID=17241976
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25276496A Expired - Fee Related JP4196416B2 (ja) | 1996-09-25 | 1996-09-25 | 含Ａｌ方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4196416B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017101311A (ja) * | 2015-12-04 | 2017-06-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN114635027A (zh) * | 2022-03-11 | 2022-06-17 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种稳定低温高磁感取向硅钢AlN抑制力的常化工艺 |
-
1996
- 1996-09-25 JP JP25276496A patent/JP4196416B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017101311A (ja) * | 2015-12-04 | 2017-06-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN114635027A (zh) * | 2022-03-11 | 2022-06-17 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种稳定低温高磁感取向硅钢AlN抑制力的常化工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4196416B2 (ja) | 2008-12-17 |
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