JPH10226854A - 磁気特性に優れたけい素鋼熱延板およびその製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れたけい素鋼熱延板およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH10226854A JPH10226854A JP3498597A JP3498597A JPH10226854A JP H10226854 A JPH10226854 A JP H10226854A JP 3498597 A JP3498597 A JP 3498597A JP 3498597 A JP3498597 A JP 3498597A JP H10226854 A JPH10226854 A JP H10226854A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- hot
- silicon steel
- steel sheet
- hot rolled
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱延の段階において｛１００｝＜００１＞方
位に高度に集積した集合組織を有する熱延けい素鋼板を
得る。 【解決手段】 Si：0.1 〜3.5 wt％を含有する組成と
し、かつ｛１００｝＜００１＞方位の集積強度がランダ
ム組織のそれの３倍以上の集合組織とする。
位に高度に集積した集合組織を有する熱延けい素鋼板を
得る。 【解決手段】 Si：0.1 〜3.5 wt％を含有する組成と
し、かつ｛１００｝＜００１＞方位の集積強度がランダ
ム組織のそれの３倍以上の集合組織とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、交流磁心として
の用途に供して好適な優れた磁気特性を有するけい素鋼
熱延板およびその製造方法に関するものである。
の用途に供して好適な優れた磁気特性を有するけい素鋼
熱延板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】電磁鋼板（けい素鋼板）は、使用時にお
ける磁化方向の電磁特性が優れるような集合組織を持つ
ことが望ましい。好適な集合組織は、使用形態によって
異なるが、ＥＩコアのように直交する２方向に磁化方向
を有する場合には、圧延面の方位が｛１００｝でかつ、
圧延方向（ＲＤ）の方位が＜００１＞であるような、い
わゆる立方集合組織が最も望ましい。
ける磁化方向の電磁特性が優れるような集合組織を持つ
ことが望ましい。好適な集合組織は、使用形態によって
異なるが、ＥＩコアのように直交する２方向に磁化方向
を有する場合には、圧延面の方位が｛１００｝でかつ、
圧延方向（ＲＤ）の方位が＜００１＞であるような、い
わゆる立方集合組織が最も望ましい。
【０００３】このような集合組織を得るために、これま
でにも種々の方法が提案されている。例えば特開平５−
306438号公報に記載されている溶湯超急冷法、特開平５
−271774号公報に記載されるクロス圧延法、文献“Grow
th of (110) 001 -OrientedGrains in High-Purity Sil
icon Iron-A Unique Form of Secondary ”（TRANSACTI
ONS OF THE METALLURGICAL SOCIETY OF AIME, VOL 218,
1960 P.1033-1038）に記載される三次再結晶法および
特開昭62−262997号公報に記載される柱状結晶成長法等
が、それである。
でにも種々の方法が提案されている。例えば特開平５−
306438号公報に記載されている溶湯超急冷法、特開平５
−271774号公報に記載されるクロス圧延法、文献“Grow
th of (110) 001 -OrientedGrains in High-Purity Sil
icon Iron-A Unique Form of Secondary ”（TRANSACTI
ONS OF THE METALLURGICAL SOCIETY OF AIME, VOL 218,
1960 P.1033-1038）に記載される三次再結晶法および
特開昭62−262997号公報に記載される柱状結晶成長法等
が、それである。
【０００４】しかしながら、上記の各方法のうち、超急
冷法以外はすべて、冷間圧延と焼鈍に依存しているため
複雑な工程を必要し、また超急冷法についても、特殊な
冷却ロールを必要とすることから製造コストが高くなる
という問題があった。
冷法以外はすべて、冷間圧延と焼鈍に依存しているため
複雑な工程を必要し、また超急冷法についても、特殊な
冷却ロールを必要とすることから製造コストが高くなる
という問題があった。
【０００５】一般に、けい素鋼熱延板は、＜１１０＞//
ＲＤ系の強い集合組織、もしくは｛１１１｝、｛１１
０｝集合組織が発達する。また、方向性けい素鋼熱延板
では、表層近傍に極わずかの｛１１０｝＜００１＞方位
いわゆるGoss方位を持つ集合組織となっており、このGo
ss方位粒を利用して２次再結晶させている。この場合
も、また、前述したような既存のけい素鋼板における立
方組織の形成方法、例えば３次再結晶法およびクロス圧
延法はいずれも、異常粒成長を利用したものであり、熱
延後の組織において｛１００｝＜００１＞の集合組織を
有する熱延板は存在しなかった。
ＲＤ系の強い集合組織、もしくは｛１１１｝、｛１１
０｝集合組織が発達する。また、方向性けい素鋼熱延板
では、表層近傍に極わずかの｛１１０｝＜００１＞方位
いわゆるGoss方位を持つ集合組織となっており、このGo
ss方位粒を利用して２次再結晶させている。この場合
も、また、前述したような既存のけい素鋼板における立
方組織の形成方法、例えば３次再結晶法およびクロス圧
延法はいずれも、異常粒成長を利用したものであり、熱
延後の組織において｛１００｝＜００１＞の集合組織を
有する熱延板は存在しなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の現
状に鑑み開発されたもので、複雑な工程を必要とするこ
となしに、熱延の段階において｛１００｝＜００１＞方
位に高度に集積した集合組織を有するけい素鋼熱延板
を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とす
る。
状に鑑み開発されたもので、複雑な工程を必要とするこ
となしに、熱延の段階において｛１００｝＜００１＞方
位に高度に集積した集合組織を有するけい素鋼熱延板
を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の課題すなわち熱間圧延によって立方集合組織を形成す
るという課題を解決するために、鋭意研究を重ねた結
果、熱間仕上げ圧延における圧延温度と圧下率を制御
し、従来通常の工程で採用されている条件よりも高温・
強圧下条件を用いること、さらには高速通板処理を活用
することが、所期した目的の達成に関し、極めて有効で
あることの知見を得た。この発明は、上記の知見に立脚
するものである。
の課題すなわち熱間圧延によって立方集合組織を形成す
るという課題を解決するために、鋭意研究を重ねた結
果、熱間仕上げ圧延における圧延温度と圧下率を制御
し、従来通常の工程で採用されている条件よりも高温・
強圧下条件を用いること、さらには高速通板処理を活用
することが、所期した目的の達成に関し、極めて有効で
あることの知見を得た。この発明は、上記の知見に立脚
するものである。
【０００８】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 １．Si：0.1 〜3.5 wt％を含有する組成になり、｛１０
０｝＜００１＞方位の集積強度がランダム組織のそれの
３倍以上である集合組織を有することを特徴とする磁気
特性に優れたけい素鋼熱延板。
りである。 １．Si：0.1 〜3.5 wt％を含有する組成になり、｛１０
０｝＜００１＞方位の集積強度がランダム組織のそれの
３倍以上である集合組織を有することを特徴とする磁気
特性に優れたけい素鋼熱延板。
【０００９】２．上記１において、｛１００｝＜００１
＞方位の集積強度がランダム組織のそれの５倍以上であ
る磁気特性に優れたけい素鋼熱延板。
＞方位の集積強度がランダム組織のそれの５倍以上であ
る磁気特性に優れたけい素鋼熱延板。
【００１０】３．上記１または２において、鋼組成が、
さらにAl：2.0 wt％以下、Mn：2.0 wt％以下、Sb：0.1
wt％以下およびSn：0.1 wt％以下のうちから選んだ１種
または２種以上を含有するものである磁気特性に優れた
けい素鋼熱延板。
さらにAl：2.0 wt％以下、Mn：2.0 wt％以下、Sb：0.1
wt％以下およびSn：0.1 wt％以下のうちから選んだ１種
または２種以上を含有するものである磁気特性に優れた
けい素鋼熱延板。
【００１１】４．Si：0.1 〜3.5 wt％を含有する組成に
なる鋼スラブを、熱間粗圧延後、圧下率（１パス）Ｒ：
50％以上、圧延終了温度ＴF ：750 〜1050℃の条件下で
熱間仕上げ圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れ
たけい素鋼熱延板の製造方法。
なる鋼スラブを、熱間粗圧延後、圧下率（１パス）Ｒ：
50％以上、圧延終了温度ＴF ：750 〜1050℃の条件下で
熱間仕上げ圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れ
たけい素鋼熱延板の製造方法。
【００１２】５．上記４において、 750〜1050℃の温度
域でフェライト−オーステナイト変態を生じる鋼スラブ
（Si含有量：0.1 wt％以上, 1.9 wt％未満）について
は、圧下率（１パス）Ｒ：50％以上、圧延終了温度
ＴF ：Ａr1−100 ℃〜Ａr1＋50℃の条件下で熱間仕上げ
圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れたけい素鋼
熱延板の製造方法。
域でフェライト−オーステナイト変態を生じる鋼スラブ
（Si含有量：0.1 wt％以上, 1.9 wt％未満）について
は、圧下率（１パス）Ｒ：50％以上、圧延終了温度
ＴF ：Ａr1−100 ℃〜Ａr1＋50℃の条件下で熱間仕上げ
圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れたけい素鋼
熱延板の製造方法。
【００１３】６．上記４において、 750〜1050℃の温度
域でフェライト単相である鋼スラブ（Si含有量：1.9 wt
％以上, 3.5 wt％以下）については、圧下率Ｒ、圧延終
了温度ＴF とSi含有量 Si とが、次式 1050 ≧ＴF ≧1300 + 100× Si −７×Ｒ の関係を満足する条件下で熱間仕上げ圧延を行うことを
特徴とする磁気特性に優れたけい素鋼熱延板の製造方
法。
域でフェライト単相である鋼スラブ（Si含有量：1.9 wt
％以上, 3.5 wt％以下）については、圧下率Ｒ、圧延終
了温度ＴF とSi含有量 Si とが、次式 1050 ≧ＴF ≧1300 + 100× Si −７×Ｒ の関係を満足する条件下で熱間仕上げ圧延を行うことを
特徴とする磁気特性に優れたけい素鋼熱延板の製造方
法。
【００１４】７．上記４，５または６において、熱間仕
上げ圧延における通板速度が 800 mpm以上である磁気特
性に優れたけい素鋼熱延板の製造方法。
上げ圧延における通板速度が 800 mpm以上である磁気特
性に優れたけい素鋼熱延板の製造方法。
【００１５】この発明は、熱延のみで、電磁特性の良好
な鋼板を提供することができ、大幅なコスト低減を可能
とする。後述する実験例に示すとおり、このような集積
度を付与することにより、熱延のままで、しかも板厚が
0.8 mm程度と厚くても、現在の中級無方向性電磁鋼板と
同等以上の磁気特性、すなわちＷ15/50 で２〜６W/kg、
Ｂ50が1.75Ｔ以上を確保することができる。さらに、
｛１００｝＜００１＞方位に集積したこの発明の特異な
熱延板集合組織を利用して、各種の高機能電磁鋼板を提
供することができる。すなわち、無方向性は勿論のこ
と、一方向性さらには二方向性のいずれの冷延電磁鋼板
にも適用することができる。方向性の場合には、公知の
２次再結晶技術あるいは３次再結晶技術を同様に活かす
ことができる。
な鋼板を提供することができ、大幅なコスト低減を可能
とする。後述する実験例に示すとおり、このような集積
度を付与することにより、熱延のままで、しかも板厚が
0.8 mm程度と厚くても、現在の中級無方向性電磁鋼板と
同等以上の磁気特性、すなわちＷ15/50 で２〜６W/kg、
Ｂ50が1.75Ｔ以上を確保することができる。さらに、
｛１００｝＜００１＞方位に集積したこの発明の特異な
熱延板集合組織を利用して、各種の高機能電磁鋼板を提
供することができる。すなわち、無方向性は勿論のこ
と、一方向性さらには二方向性のいずれの冷延電磁鋼板
にも適用することができる。方向性の場合には、公知の
２次再結晶技術あるいは３次再結晶技術を同様に活かす
ことができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、この発明を由来するに至っ
た実験結果について説明する。真空小型溶解炉にて、S
i：1.03wt％、Ｃ：0.003 wt％、Mn：0.23wt％およびA
l：0.26wt％を含有する組成になる50kg鋼塊を溶解し、
熱間粗圧延により板厚：５mmに圧延した。この鋼板を、
1100℃にて30分間加熱後、ロール径が 700mmφの圧延機
にて、周速：800 mpm 、圧下率：84％、圧延終了温度：
950 ℃にて圧延し、板厚：0.8 mmの熱延板とした。この
熱延板について、集合組織と磁気特性を調査した結果、
｛１００｝＜００１＞方位への集積度がランダム組織の
それの 8.4倍と高く、また磁気特性もＷ15 /50 で5.4 W/
kg、Ｂ50で 1.805Ｔと、今までにない優れた特性の熱延
鋼板が得られた。なお、圧延温度：700 ℃の条件で圧延
した鋼板についても同様に調査した結果、｛１００｝＜
００１＞方位への集積度が低下していることが判明し
た。
た実験結果について説明する。真空小型溶解炉にて、S
i：1.03wt％、Ｃ：0.003 wt％、Mn：0.23wt％およびA
l：0.26wt％を含有する組成になる50kg鋼塊を溶解し、
熱間粗圧延により板厚：５mmに圧延した。この鋼板を、
1100℃にて30分間加熱後、ロール径が 700mmφの圧延機
にて、周速：800 mpm 、圧下率：84％、圧延終了温度：
950 ℃にて圧延し、板厚：0.8 mmの熱延板とした。この
熱延板について、集合組織と磁気特性を調査した結果、
｛１００｝＜００１＞方位への集積度がランダム組織の
それの 8.4倍と高く、また磁気特性もＷ15 /50 で5.4 W/
kg、Ｂ50で 1.805Ｔと、今までにない優れた特性の熱延
鋼板が得られた。なお、圧延温度：700 ℃の条件で圧延
した鋼板についても同様に調査した結果、｛１００｝＜
００１＞方位への集積度が低下していることが判明し
た。
【００１７】この発明は、上記の実験事実に基づいたも
のであり、以下に熱延板を生産するにあたり重要な役割
を担う熱延工程について詳細に説明する。圧延終了時に
おける鋼板の温度および圧下率は、Si含有量によって最
適範囲が存在し、これに応じて制御する必要がある。こ
の理由として、圧延終了時における鋼の相状態が重要で
あると思われる。すなわち、圧延終了時にγ単相である
ものはその後の方位分布がランダム化するので、圧延終
了時にはα単相または（α＋γ）２相域でなくてはなら
ない。また、圧延終了時にα単相であっても、圧下率が
小さかったり、圧延温度が低いと、十分な再結晶駆動力
が得られず、良好な特性の鋼板は得られない。
のであり、以下に熱延板を生産するにあたり重要な役割
を担う熱延工程について詳細に説明する。圧延終了時に
おける鋼板の温度および圧下率は、Si含有量によって最
適範囲が存在し、これに応じて制御する必要がある。こ
の理由として、圧延終了時における鋼の相状態が重要で
あると思われる。すなわち、圧延終了時にγ単相である
ものはその後の方位分布がランダム化するので、圧延終
了時にはα単相または（α＋γ）２相域でなくてはなら
ない。また、圧延終了時にα単相であっても、圧下率が
小さかったり、圧延温度が低いと、十分な再結晶駆動力
が得られず、良好な特性の鋼板は得られない。
【００１８】さて、この発明における各種条件の限定理
由について説明する。まず、成分組成について述べる
と、Siは比抵抗を増大させ、滑電流損を低減させる効果
があるので、この発明では必須成分として添加する。こ
こに、Si含有量が 0.1wt％に満たないとこの効果が十分
には現れず、一方 3.5wt％を超えると、磁束密度の低下
が大きいだけでなく、加工性の劣化も招く。従って、Si
含有量は0.1 〜3.5 wt％の範囲に限定した。
由について説明する。まず、成分組成について述べる
と、Siは比抵抗を増大させ、滑電流損を低減させる効果
があるので、この発明では必須成分として添加する。こ
こに、Si含有量が 0.1wt％に満たないとこの効果が十分
には現れず、一方 3.5wt％を超えると、磁束密度の低下
が大きいだけでなく、加工性の劣化も招く。従って、Si
含有量は0.1 〜3.5 wt％の範囲に限定した。
【００１９】また、当該鋼板を無方向性けい素鋼板に適
用する場合には、Al、Mn、SbおよびSn等の添加が有効で
ある。しかしながら、各元素とも、あまりに多量に含有
させると、磁気特性の改善効果が飽和に達するだけでな
く、コストが上昇する不利を招くので、それぞれAl≦2.
0 wt％、Mn≦2.0 wt％、Sb≦0.1 wt％およびSn≦0.1wt
％の範囲で含有させる必要がある。
用する場合には、Al、Mn、SbおよびSn等の添加が有効で
ある。しかしながら、各元素とも、あまりに多量に含有
させると、磁気特性の改善効果が飽和に達するだけでな
く、コストが上昇する不利を招くので、それぞれAl≦2.
0 wt％、Mn≦2.0 wt％、Sb≦0.1 wt％およびSn≦0.1wt
％の範囲で含有させる必要がある。
【００２０】一方、この熱延板を利用して２次再結晶さ
せ、方向性けい素鋼板として用いる場合には、インヒビ
ター成分を含有させることができる。インヒビター成分
としては、MnＳ, MnSe, AlＮ, TiＮ, NbＮ, ＶＮ, Sb,
Sn等を単独または複合添加して利用することができる。
成分組成範囲については、公知の方向性けい素鋼板の技
術範囲と同様であるので、特にこの発明では限定しな
い。なお、Ｃ量については、無方向性けい素鋼板および
方向性けい素鋼板いずれの場合においても、従来公知の
範囲で含有させれば良い。
せ、方向性けい素鋼板として用いる場合には、インヒビ
ター成分を含有させることができる。インヒビター成分
としては、MnＳ, MnSe, AlＮ, TiＮ, NbＮ, ＶＮ, Sb,
Sn等を単独または複合添加して利用することができる。
成分組成範囲については、公知の方向性けい素鋼板の技
術範囲と同様であるので、特にこの発明では限定しな
い。なお、Ｃ量については、無方向性けい素鋼板および
方向性けい素鋼板いずれの場合においても、従来公知の
範囲で含有させれば良い。
【００２１】次に、集合組織について説明すると、この
発明は｛１００｝＜００１＞方位に集積している組織を
特徴とし、この効果を素材として十分に活かすために
は、その集積度をランダム組織のそれの３倍以上とする
ことが重要である。より好ましい範囲は５倍以上であ
る。
発明は｛１００｝＜００１＞方位に集積している組織を
特徴とし、この効果を素材として十分に活かすために
は、その集積度をランダム組織のそれの３倍以上とする
ことが重要である。より好ましい範囲は５倍以上であ
る。
【００２２】次に、製造条件について述べる。まず、圧
延温度については、 750℃未満では｛１００｝＜００１
＞方位の集積強度がランダム組織のそれの３倍に満た
ず、一方1050℃を超えると加熱炉送出から圧延までに時
間的制約を受けるだけでなく、高温での加熱を必要とし
コストの上昇を招くので、圧延温度は 750〜1050℃の範
囲に限定した。また、圧下率については、圧下率が50％
未満では、フェライト粒の再結晶に必要な十分な量の歪
を付与できず、ひいてはこの発明で意図した集合組織が
得られないので、圧下率は50％以上に定めた。
延温度については、 750℃未満では｛１００｝＜００１
＞方位の集積強度がランダム組織のそれの３倍に満た
ず、一方1050℃を超えると加熱炉送出から圧延までに時
間的制約を受けるだけでなく、高温での加熱を必要とし
コストの上昇を招くので、圧延温度は 750〜1050℃の範
囲に限定した。また、圧下率については、圧下率が50％
未満では、フェライト粒の再結晶に必要な十分な量の歪
を付与できず、ひいてはこの発明で意図した集合組織が
得られないので、圧下率は50％以上に定めた。
【００２３】ところで、この発明に従う集合組織を得る
ためには、仕上げ圧延をフェライト単相域またはフェラ
イト−オーステナイト２相域にて終了することがとりわ
け重要である。ここに、 750〜1050℃の温度域において
フェライト−オーステナイト変態を生じる鋼では、圧延
温度がＡr1−100 ℃に満たないと｛１００｝＜００１＞
方位の集積強度がランダム組織のそれの３倍未満とな
り、一方Ａr1＋50℃を超えると集合組織がランダム化す
るので、Ａr1−100 ℃〜Ａr1＋50℃の温度範囲で圧延を
終了させることが重要である。
ためには、仕上げ圧延をフェライト単相域またはフェラ
イト−オーステナイト２相域にて終了することがとりわ
け重要である。ここに、 750〜1050℃の温度域において
フェライト−オーステナイト変態を生じる鋼では、圧延
温度がＡr1−100 ℃に満たないと｛１００｝＜００１＞
方位の集積強度がランダム組織のそれの３倍未満とな
り、一方Ａr1＋50℃を超えると集合組織がランダム化す
るので、Ａr1−100 ℃〜Ａr1＋50℃の温度範囲で圧延を
終了させることが重要である。
【００２４】また、 750〜1050℃の温度域でフェライト
単相の鋼では、上記の圧延温度および圧下率を満たすだ
けでは、必ずしも十分に満足のいく特性は得られない。
この理由は、Si量が高くなると再結晶に必要な駆動力が
高くなるからであり、従ってこの場合には、圧下率（１
パス）Ｒ（％）、圧延終了温度ＴF （℃）とSi含有量Si
（％）とが、次式 1050 ≧ＴF ≧1300 + 100× Si −７×Ｒ の関係を満足する条件下で熱間仕上げ圧延を行うことが
重要である。
単相の鋼では、上記の圧延温度および圧下率を満たすだ
けでは、必ずしも十分に満足のいく特性は得られない。
この理由は、Si量が高くなると再結晶に必要な駆動力が
高くなるからであり、従ってこの場合には、圧下率（１
パス）Ｒ（％）、圧延終了温度ＴF （℃）とSi含有量Si
（％）とが、次式 1050 ≧ＴF ≧1300 + 100× Si −７×Ｒ の関係を満足する条件下で熱間仕上げ圧延を行うことが
重要である。
【００２５】図１にそれぞれ、Siを 1.9wt％、 3.0wt％
および 3.5wt％含有するけい素鋼スラブを、1150℃に加
熱後、熱間粗圧延によって板厚：1.5 〜10mmとしたの
ち、種々の条件下で板厚：1.0 mmに仕上げ圧延し、つい
で 750℃, ２時間の熱処理を施して得た熱延板につい
て、Ｘ線解析シュルツ法にて（１１０），（２００），
（２１１）極点図を求め、H.J.Bunge 著の文献“Textur
e Analysis in MaterialsScience ”に記載されている
級数展開法を用いて３次元方位解析を行い、３次元方位
分布密度を求めた結果を、整理して示す。同図に示した
とおり、フェライト単相鋼の場合に所望の組織を得るた
めには、圧下率（１パス）Ｒ、圧延終了温度ＴF および
Si含有量 Si について、所定の関係式すなわち次式 1050 ≧ＴF ≧1300 + 100× Si −７×Ｒ の関係を満足させることが重要で、かかる関係式を満足
する条件下で熱間仕上げ圧延を行うことによってはじめ
て、所期した目的が達成されるのである。
および 3.5wt％含有するけい素鋼スラブを、1150℃に加
熱後、熱間粗圧延によって板厚：1.5 〜10mmとしたの
ち、種々の条件下で板厚：1.0 mmに仕上げ圧延し、つい
で 750℃, ２時間の熱処理を施して得た熱延板につい
て、Ｘ線解析シュルツ法にて（１１０），（２００），
（２１１）極点図を求め、H.J.Bunge 著の文献“Textur
e Analysis in MaterialsScience ”に記載されている
級数展開法を用いて３次元方位解析を行い、３次元方位
分布密度を求めた結果を、整理して示す。同図に示した
とおり、フェライト単相鋼の場合に所望の組織を得るた
めには、圧下率（１パス）Ｒ、圧延終了温度ＴF および
Si含有量 Si について、所定の関係式すなわち次式 1050 ≧ＴF ≧1300 + 100× Si −７×Ｒ の関係を満足させることが重要で、かかる関係式を満足
する条件下で熱間仕上げ圧延を行うことによってはじめ
て、所期した目的が達成されるのである。
【００２６】さらに、この発明では、仕上げ圧延を高速
通板下で行うことが望ましく、特に800 mpm 以上より好
ましくは1000 mpm以上とすることによって、ランダム組
織に対する｛１００｝＜００１＞方位の集積強度を安定
して５倍以上とすることができる。この理由は、まだ明
確に解明されたわけではないが、圧延速度が速いと歪速
度が大きくなり、これにより特定方向｛１００｝＜００
１＞粒の動的再結晶が起き易くなるので、熱延板の｛１
００｝＜００１＞方位の集積強度が高まるものと考えら
れる。
通板下で行うことが望ましく、特に800 mpm 以上より好
ましくは1000 mpm以上とすることによって、ランダム組
織に対する｛１００｝＜００１＞方位の集積強度を安定
して５倍以上とすることができる。この理由は、まだ明
確に解明されたわけではないが、圧延速度が速いと歪速
度が大きくなり、これにより特定方向｛１００｝＜００
１＞粒の動的再結晶が起き易くなるので、熱延板の｛１
００｝＜００１＞方位の集積強度が高まるものと考えら
れる。
【００２７】
実施例１ 真空小型溶解炉にて、表１に示す成分組成の 100kg鋼塊
を溶解し、1150℃に加熱後、熱間粗圧延により 1.5〜8.
0 mm厚の板とした。この板を、1100℃に加熱後、圧延終
了温度を 700, 750, 950, 1050℃に制御し、 800 mpmの
圧延速度で１パスにて 0.8mmに仕上げ（圧下率：47〜90
％）、その後 750℃, ２時間の熱処理を施した。この熱
処理はコイル巻き取りでの自己再結晶を想定した処理で
ある。かくして得られた各熱延鋼板について、Ｘ線解析
にて (110), (200), (211)極点図を求め、前述した級数
展開法を用いて３次元方位解析を行い、３次元方位分布
密度を求めた。さらに、磁気測定を行い、 1.5Ｔ励磁の
時の鉄損値；Ｗ15/50および励磁磁場：5000 A/mの時の
磁束密度；Ｂ50を求めた。得られた結果を表２に示す。
を溶解し、1150℃に加熱後、熱間粗圧延により 1.5〜8.
0 mm厚の板とした。この板を、1100℃に加熱後、圧延終
了温度を 700, 750, 950, 1050℃に制御し、 800 mpmの
圧延速度で１パスにて 0.8mmに仕上げ（圧下率：47〜90
％）、その後 750℃, ２時間の熱処理を施した。この熱
処理はコイル巻き取りでの自己再結晶を想定した処理で
ある。かくして得られた各熱延鋼板について、Ｘ線解析
にて (110), (200), (211)極点図を求め、前述した級数
展開法を用いて３次元方位解析を行い、３次元方位分布
密度を求めた。さらに、磁気測定を行い、 1.5Ｔ励磁の
時の鉄損値；Ｗ15/50および励磁磁場：5000 A/mの時の
磁束密度；Ｂ50を求めた。得られた結果を表２に示す。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】No.1, ５および８は、圧延温度が低すぎた
比較例、またNo.2および６は、圧下率が本発明範囲外の
比較例であるが、いずれも｛１００｝＜００１＞方位の
集積強度がランダム組織のそれの３倍に満たず、Ｌ方向
の磁気特性は良好であるものの、Ｃ方向の磁気特性に劣
っている。また No.11および12は、Si含有量が本発明の
範囲外の比較例であり、圧延条件が適正範囲（No.12)に
あっても磁束密度が劣っている。これに対し、No.3,
４, ７, ９および10の発明例はいずれも、｛１００｝＜
００１＞方位の集積強度は３以上であり、Ｌ方向および
Ｃ方向ともに優れた磁気特性が得られている。
比較例、またNo.2および６は、圧下率が本発明範囲外の
比較例であるが、いずれも｛１００｝＜００１＞方位の
集積強度がランダム組織のそれの３倍に満たず、Ｌ方向
の磁気特性は良好であるものの、Ｃ方向の磁気特性に劣
っている。また No.11および12は、Si含有量が本発明の
範囲外の比較例であり、圧延条件が適正範囲（No.12)に
あっても磁束密度が劣っている。これに対し、No.3,
４, ７, ９および10の発明例はいずれも、｛１００｝＜
００１＞方位の集積強度は３以上であり、Ｌ方向および
Ｃ方向ともに優れた磁気特性が得られている。
【００３１】実施例２ 真空小型溶解炉にて、Si：0.53wt％を含有し、残部は実
質的にFeの組成になる鋼（鋼種：Ａ）およびSi：1.21wt
％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼（鋼種：
Ｂ）の50kg鋼塊をそれぞれ溶解し、1150℃に加熱後、熱
間粗圧延により1.5 〜8.0 mm厚の板とした。この板を、
1100℃に加熱後、圧延終了温度を 700〜1050℃の間で制
御し、1500 mpmの圧延速度で１パスにて 0.8mmに仕上げ
（圧下率：47〜90％）、その後 750℃, ２時間の熱処理
を施した。かくして得られた各鋼板について、実施例１
と同様にして、３次元方位分布密度とＷ15/50 およびＢ
50を求めた。得られた結果を表３に示す。
質的にFeの組成になる鋼（鋼種：Ａ）およびSi：1.21wt
％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼（鋼種：
Ｂ）の50kg鋼塊をそれぞれ溶解し、1150℃に加熱後、熱
間粗圧延により1.5 〜8.0 mm厚の板とした。この板を、
1100℃に加熱後、圧延終了温度を 700〜1050℃の間で制
御し、1500 mpmの圧延速度で１パスにて 0.8mmに仕上げ
（圧下率：47〜90％）、その後 750℃, ２時間の熱処理
を施した。かくして得られた各鋼板について、実施例１
と同様にして、３次元方位分布密度とＷ15/50 およびＢ
50を求めた。得られた結果を表３に示す。
【００３２】
【表３】
【００３３】No.1, ２および９は、圧延温度が低い比較
例であり、いずれも｛１００｝＜００１＞方位の集積強
度が低く、またＣ方向の磁性劣化が大きい。また No.
７，８および13は、圧延温度が高い比較例であり、｛１
００｝＜００１＞集積度が特にランダム化しており、Ｌ
方向およびＣ方向とも磁気特性が劣化している。さらに
No.４は、圧下率が低い例であり、やはり満足いく磁気
特性は得られていない。これに対し、No.3, ５, ６, 1
0, 11および12の発明例はいずれも、｛１００｝＜００
１＞方位の集積強度は３以上であり、Ｌ方向およびＣ方
向ともに優れた磁気特性が得られている。
例であり、いずれも｛１００｝＜００１＞方位の集積強
度が低く、またＣ方向の磁性劣化が大きい。また No.
７，８および13は、圧延温度が高い比較例であり、｛１
００｝＜００１＞集積度が特にランダム化しており、Ｌ
方向およびＣ方向とも磁気特性が劣化している。さらに
No.４は、圧下率が低い例であり、やはり満足いく磁気
特性は得られていない。これに対し、No.3, ５, ６, 1
0, 11および12の発明例はいずれも、｛１００｝＜００
１＞方位の集積強度は３以上であり、Ｌ方向およびＣ方
向ともに優れた磁気特性が得られている。
【００３４】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、従来の通
常の製造方法では実現不可能であった｛１００｝＜００
１＞方位に高度に集積した高磁束密度けい素鋼板を、熱
延工程までで安価に得ることができる。
常の製造方法では実現不可能であった｛１００｝＜００
１＞方位に高度に集積した高磁束密度けい素鋼板を、熱
延工程までで安価に得ることができる。
【図１】圧下率（１パス）Ｒ、圧延終了温度ＴF および
Si含有量 Si が｛１００｝＜００１＞方位の集積度に及
ぼす影響を示したグラフである。
Si含有量 Si が｛１００｝＜００１＞方位の集積度に及
ぼす影響を示したグラフである。
Claims (7)
- 【請求項１】 Si：0.1 〜3.5 wt％を含有する組成にな
り、｛１００｝＜００１＞方位の集積強度がランダム組
織のそれの３倍以上である集合組織を有することを特徴
とする磁気特性に優れたけい素鋼熱延板。 - 【請求項２】 請求項１において、｛１００｝＜００１
＞方位の集積強度がランダム組織のそれの５倍以上であ
る磁気特性に優れたけい素鋼熱延板。 - 【請求項３】 請求項１または２において、鋼組成が、
さらに Al：2.0 wt％以下、 Mn：2.0 wt％以下、 Sb：0.1 wt％以下および Sn：0.1 wt％以下 のうちから選んだ１種または２種以上を含有するもので
ある磁気特性に優れたけい素鋼熱延板。 - 【請求項４】 Si：0.1 〜3.5 wt％を含有する組成にな
る鋼スラブを、熱間粗圧延後、圧下率（１パス）Ｒ：50
％以上、圧延終了温度ＴF ：750 〜1050℃の条件下で熱
間仕上げ圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れた
けい素鋼熱延板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４において、 750〜1050℃の温度
域でフェライト−オーステナイト変態を生じる鋼スラブ
（Si含有量：0.1 wt％以上, 1.9 wt％未満）について
は、圧下率（１パス）Ｒ：50％以上、圧延終了温度
ＴF ：Ａr1−100 ℃〜Ａr1＋50℃の条件下で熱間仕上げ
圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れたけい素鋼
熱延板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項４において、 750〜1050℃の温度
域でフェライト単相である鋼スラブ（Si含有量：1.9 wt
％以上, 3.5 wt％以下）については、圧下率Ｒ、圧延終
了温度ＴF とSi含有量 Si とが、次式 1050 ≧ＴF ≧1300 + 100× Si −７×Ｒ の関係を満足する条件下で熱間仕上げ圧延を行うことを
特徴とする磁気特性に優れたけい素鋼熱延板の製造方
法。 - 【請求項７】 請求項４，５または６において、熱間仕
上げ圧延における通板速度が 800 mpm以上である磁気特
性に優れたけい素鋼熱延板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3498597A JPH10226854A (ja) | 1997-02-19 | 1997-02-19 | 磁気特性に優れたけい素鋼熱延板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3498597A JPH10226854A (ja) | 1997-02-19 | 1997-02-19 | 磁気特性に優れたけい素鋼熱延板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10226854A true JPH10226854A (ja) | 1998-08-25 |
Family
ID=12429449
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3498597A Pending JPH10226854A (ja) | 1997-02-19 | 1997-02-19 | 磁気特性に優れたけい素鋼熱延板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10226854A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999060182A1 (fr) * | 1998-05-18 | 1999-11-25 | Kawasaki Steel Corporation | Tole magnetique possedant d'excellentes caracteristiques magnetiques et procede de fabrication associe |
| JP2002115034A (ja) * | 2000-10-05 | 2002-04-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 無方向性電磁鋼板とその冷延用素材ならびにその製造方法 |
| WO2011105609A1 (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-01 | 国立大学法人横浜国立大学 | 結晶軸＜００１＞の方位が制御された体心立方（ｂｃｃ）構造の固溶体である金属材料およびその製造方法 |
-
1997
- 1997-02-19 JP JP3498597A patent/JPH10226854A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999060182A1 (fr) * | 1998-05-18 | 1999-11-25 | Kawasaki Steel Corporation | Tole magnetique possedant d'excellentes caracteristiques magnetiques et procede de fabrication associe |
| US6322639B1 (en) | 1998-05-18 | 2001-11-27 | Kawasaki Steel Corporation | Magnetic steel sheet having excellent magnetic properties and method of producing the same |
| JP2002115034A (ja) * | 2000-10-05 | 2002-04-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 無方向性電磁鋼板とその冷延用素材ならびにその製造方法 |
| WO2011105609A1 (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-01 | 国立大学法人横浜国立大学 | 結晶軸＜００１＞の方位が制御された体心立方（ｂｃｃ）構造の固溶体である金属材料およびその製造方法 |
| JPWO2011105609A1 (ja) * | 2010-02-26 | 2013-06-20 | 国立大学法人横浜国立大学 | 結晶軸＜００１＞の方位が制御された体心立方（ｂｃｃ）構造の固溶体である金属材料およびその製造方法 |
| JP5492975B2 (ja) * | 2010-02-26 | 2014-05-14 | 国立大学法人横浜国立大学 | 結晶軸＜００１＞の方位が制御された体心立方（ｂｃｃ）構造の固溶体である金属材料およびその製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5139582A (en) | Method of manufacturing an oriented silicon steel sheet having improved magnetic characeristics | |
| EP0897993B1 (en) | Electromagnetic steel sheet having excellent magnetic properties and production method thereof | |
| JP3392664B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0121851B2 (ja) | ||
| JP4281119B2 (ja) | 電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH10226854A (ja) | 磁気特性に優れたけい素鋼熱延板およびその製造方法 | |
| JP3348802B2 (ja) | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06228645A (ja) | 小型静止器用電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH1161257A (ja) | 鉄損が低く且つ磁気異方性の小さい無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3474741B2 (ja) | 磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06212274A (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2001158948A (ja) | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP4320793B2 (ja) | 打ち抜き性及び圧延方向の磁気特性に優れた電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2784661B2 (ja) | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2647323B2 (ja) | 低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH1161357A (ja) | 圧延方向に磁気特性の優れた電磁鋼熱延板及びその製造方法 | |
| JP3379058B2 (ja) | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3348827B2 (ja) | 磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3479984B2 (ja) | 安定した磁気特性を有する一方向性けい素鋼板およびその製造方法 | |
| JPH09125145A (ja) | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH04362128A (ja) | 磁気特性の優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造法 | |
| JP3392699B2 (ja) | 極低鉄損特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06212262A (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH07258736A (ja) | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH1171649A (ja) | 磁気特性に優れた電磁鋼板およびその製造方法 |