JPS62167820A - 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS62167820A JPS62167820A JP20268986A JP20268986A JPS62167820A JP S62167820 A JPS62167820 A JP S62167820A JP 20268986 A JP20268986 A JP 20268986A JP 20268986 A JP20268986 A JP 20268986A JP S62167820 A JPS62167820 A JP S62167820A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、鋼板の圧延方向に磁化容易軸<100>を存
し、かつ板面に平行に(1101を有する鉄損の極めて
低い一方向性珪素鋼板の製造方法に関するものである。
し、かつ板面に平行に(1101を有する鉄損の極めて
低い一方向性珪素鋼板の製造方法に関するものである。
一方向性珪素鋼板は軟磁性材料として主に変圧器等の電
気機器の鉄心に使用されており、特に近年、電気機器等
の高性能化、小型化、および低騒音化が強く要求され、
さらにエネルギー節約の観点からも一段と優れた電磁特
性を有する電気鉄板が必要とされている。
気機器の鉄心に使用されており、特に近年、電気機器等
の高性能化、小型化、および低騒音化が強く要求され、
さらにエネルギー節約の観点からも一段と優れた電磁特
性を有する電気鉄板が必要とされている。
鋼板の電磁特性は鉄損特性と磁化特性の両方で評価され
るのが一般的である。磁化特性(100OA/mの磁場
を加えたときの磁束密度BIOで代表される)を高める
ことは設計磁束密度を高め機器の小型化に特に有効であ
る。一方鉄1員特性(5011zで17kGまで磁化し
たときの1kg当りの鉄tMW+y/s。で代表される
)を高めることは電気機器として使用する際熱エネルギ
ーとして失なわれるものを少なくし、消費電力を節約で
きる点で有効である。製品の方向性を高めることすなわ
ち製品結晶粒の<100>軸を高度に圧延方向に揃える
ことにより磁化特性のみならず、鉄損特性を高めること
ができるから、近年特にこの面で多大の研究が重ねられ
、B1゜が1.90T以上の製品が製造されるまでに至
っている。
るのが一般的である。磁化特性(100OA/mの磁場
を加えたときの磁束密度BIOで代表される)を高める
ことは設計磁束密度を高め機器の小型化に特に有効であ
る。一方鉄1員特性(5011zで17kGまで磁化し
たときの1kg当りの鉄tMW+y/s。で代表される
)を高めることは電気機器として使用する際熱エネルギ
ーとして失なわれるものを少なくし、消費電力を節約で
きる点で有効である。製品の方向性を高めることすなわ
ち製品結晶粒の<100>軸を高度に圧延方向に揃える
ことにより磁化特性のみならず、鉄損特性を高めること
ができるから、近年特にこの面で多大の研究が重ねられ
、B1゜が1.90T以上の製品が製造されるまでに至
っている。
さて周知のように鉄損は大きく分けて履歴用と渦流損の
二つからなり、これらの損失に影響を与える物理的な要
因としては、まず履歴用に対しては上述の結晶方位の他
に材料の純度や内部歪がある。また渦流損に対してはw
4板の電気抵抗(例えばSi量)や板厚、磁区の大きさ
く結晶粒度)や鋼板に及ぼず張力がある。通常の方向性
珪素鋼では渦流損が全鉄損の3/4以上を占めるため履
歴用より渦流損を下げる方が全鉄損を下げる上でより効
果的である。このため渦流損を下げる試みがこれまで色
々なされている。その1つとしてSilを増ず方法があ
るが、4.0%近くまで高めると冷延性が著しく損われ
るため、限界があり、あまり実用的とはいえない。鋼板
に張力を付加する方法としては、下地皮膜や上塗コーテ
ィングと地鉄との熱膨張率の違いを利用する方法が知ら
れているが、これも工業的に利用出来るコーティングか
らの張力に限界があり、皮膜の均一性・密着性・外観等
からの制約もあってあまり大きな鉄損低減は期待できな
い。また最近製品板の表面に圧延方向と直角方向にスク
ラッチを入れ磁区微細化によって渦流[貢を下げる方法
が提案されている。しかしこの方法は製品板の形状、平
均結晶粒径、板厚などで必ずしもその効果が十分に発揮
できない場合があり、さらに、スクラッチを入れた製品
板に歪取焼鈍を施すと、低下した鉄損が元に戻ってしま
うという致命的な欠陥があるため、あまり実用的でない
。
二つからなり、これらの損失に影響を与える物理的な要
因としては、まず履歴用に対しては上述の結晶方位の他
に材料の純度や内部歪がある。また渦流損に対してはw
4板の電気抵抗(例えばSi量)や板厚、磁区の大きさ
く結晶粒度)や鋼板に及ぼず張力がある。通常の方向性
珪素鋼では渦流損が全鉄損の3/4以上を占めるため履
歴用より渦流損を下げる方が全鉄損を下げる上でより効
果的である。このため渦流損を下げる試みがこれまで色
々なされている。その1つとしてSilを増ず方法があ
るが、4.0%近くまで高めると冷延性が著しく損われ
るため、限界があり、あまり実用的とはいえない。鋼板
に張力を付加する方法としては、下地皮膜や上塗コーテ
ィングと地鉄との熱膨張率の違いを利用する方法が知ら
れているが、これも工業的に利用出来るコーティングか
らの張力に限界があり、皮膜の均一性・密着性・外観等
からの制約もあってあまり大きな鉄損低減は期待できな
い。また最近製品板の表面に圧延方向と直角方向にスク
ラッチを入れ磁区微細化によって渦流[貢を下げる方法
が提案されている。しかしこの方法は製品板の形状、平
均結晶粒径、板厚などで必ずしもその効果が十分に発揮
できない場合があり、さらに、スクラッチを入れた製品
板に歪取焼鈍を施すと、低下した鉄損が元に戻ってしま
うという致命的な欠陥があるため、あまり実用的でない
。
本発明は、従来の一方向性珪素鋼板の有する前記欠点を
除去、改善した鉄IFpの極めて低い一方向性珪素鋼板
の製造方法を提供することを目的とするものであり、特
許請求の範囲記載の一方向性珪素鋼板の製造方法を提供
することによって前記目的を達成することができる。
除去、改善した鉄IFpの極めて低い一方向性珪素鋼板
の製造方法を提供することを目的とするものであり、特
許請求の範囲記載の一方向性珪素鋼板の製造方法を提供
することによって前記目的を達成することができる。
次に本発明の詳細な説明する。
本発明者らは、製品板厚を薄くし、かつ鋼板表面に形成
されるフォルステライト皮膜の厚さを適当な範囲に制御
した上で、製品の結晶粒径を微細化することの3つを組
合せることによって極めて低い鉄損が得られることを新
たに知見して本発明を完成した。
されるフォルステライト皮膜の厚さを適当な範囲に制御
した上で、製品の結晶粒径を微細化することの3つを組
合せることによって極めて低い鉄損が得られることを新
たに知見して本発明を完成した。
すなわち本発明のものはWIT/S。が0.90W/k
g以下の超低鉄損一方向性珪素鋼板であり、かかる鋼板
は製品板厚を0.15〜0.25+nとし、かつ製品の
表面に形成されるフォルステライト皮膜の量を片面当り
1〜4 g/m”として上で、製品の平均結晶粒径を1
〜6mmとする3つの要因を同時に満足させることによ
って上記の如き超低鉄損の一方向性珪素鋼板となる。
g以下の超低鉄損一方向性珪素鋼板であり、かかる鋼板
は製品板厚を0.15〜0.25+nとし、かつ製品の
表面に形成されるフォルステライト皮膜の量を片面当り
1〜4 g/m”として上で、製品の平均結晶粒径を1
〜6mmとする3つの要因を同時に満足させることによ
って上記の如き超低鉄損の一方向性珪素鋼板となる。
ところで一般に方向性珪素鋼板の製品板17を化学研磨
や機械研磨等の方法で薄くしていくと渦流順は減少する
ことが知られている。しかしながら逆に履歴損は板厚の
薄化にともなって増加する。
や機械研磨等の方法で薄くしていくと渦流順は減少する
ことが知られている。しかしながら逆に履歴損は板厚の
薄化にともなって増加する。
履歴…の増加は板厚が比較的厚口の間は緩慢であるが薄
くなるに従って急激に増加し、トータル鉄損が最低にな
る製品の板厚はO,tS〜0.25−■の間に存在する
。しかしながら単に板厚を薄くしただけでは本発明の目
的であるW + 1/S。0.90W/kg以下の製品
は得られない。特に、冷延と焼鈍を繰返し最後に高温焼
鈍を加えることによって、得られる鋼板表面にフォルス
テライト皮膜を有する通常の製法によって上記製品板厚
の薄いものをつくる場合、方向性が若干損われるために
、0.90W/kg以下の超低鉄損を得ることはより一
層むづかしかった。
くなるに従って急激に増加し、トータル鉄損が最低にな
る製品の板厚はO,tS〜0.25−■の間に存在する
。しかしながら単に板厚を薄くしただけでは本発明の目
的であるW + 1/S。0.90W/kg以下の製品
は得られない。特に、冷延と焼鈍を繰返し最後に高温焼
鈍を加えることによって、得られる鋼板表面にフォルス
テライト皮膜を有する通常の製法によって上記製品板厚
の薄いものをつくる場合、方向性が若干損われるために
、0.90W/kg以下の超低鉄損を得ることはより一
層むづかしかった。
粒径と鉄損の関係については製品の粒径が小さくなると
一般に鉄損が低下することが知られている。例えば、M
、F、 Littnan (J、八ppl+ Phys
。
一般に鉄損が低下することが知られている。例えば、M
、F、 Littnan (J、八ppl+ Phys
。
1967、38.1104)によると鉄損の最低値は粒
径Q、5mm付近にあり、製品板厚がQ、l璽mの場合
の鉄1員最低値はWI5/60で0.45W/ f b
で、WIT/Soに換算すると大体0.96W/kgで
あることが示されている。
径Q、5mm付近にあり、製品板厚がQ、l璽mの場合
の鉄1員最低値はWI5/60で0.45W/ f b
で、WIT/Soに換算すると大体0.96W/kgで
あることが示されている。
しかしながらこれ以上粒径を小さくしても方向性が損わ
れるため、これまでの技術では本発明で目的とするWI
7/l。0.90W/kg以下の低鉄損材の製造は不可
能であった。
れるため、これまでの技術では本発明で目的とするWI
7/l。0.90W/kg以下の低鉄損材の製造は不可
能であった。
鋼板表面に形成されるフォルステライト皮膜の量と鉄損
の関係については、製品板厚が0.27mm以上の従来
の製品ではあまり明瞭な相関はなかった。
の関係については、製品板厚が0.27mm以上の従来
の製品ではあまり明瞭な相関はなかった。
しかし製品板厚が0.15〜0.25tmと薄い場合に
はこの量を板厚に応じて適当量にコントロールすること
が重要であり、その量は片面当り1〜4 g/m”の範
囲であることを突き止めた。製品板厚が薄い場合にフォ
ルステライト皮膜が厚すぎることによって鉄損が劣化す
るのは、全重量に占めるフォルステライト皮膜重量が増
すことによるだけでなく、4 g、7m”よりも多くな
ると皮膜と地鉄界面との平滑性が損われるとともに界面
近傍に残留する歪の影響が特に大きくなり鉄損を劣化せ
しめるからである。なおフォルステライト量の下限を1
g/m”としている理由は表面の絶縁性を維持するた
めであり、良質の上塗コーティングを得るためにも下限
を1g / m Zに規制する必要がある。
はこの量を板厚に応じて適当量にコントロールすること
が重要であり、その量は片面当り1〜4 g/m”の範
囲であることを突き止めた。製品板厚が薄い場合にフォ
ルステライト皮膜が厚すぎることによって鉄損が劣化す
るのは、全重量に占めるフォルステライト皮膜重量が増
すことによるだけでなく、4 g、7m”よりも多くな
ると皮膜と地鉄界面との平滑性が損われるとともに界面
近傍に残留する歪の影響が特に大きくなり鉄損を劣化せ
しめるからである。なおフォルステライト量の下限を1
g/m”としている理由は表面の絶縁性を維持するた
めであり、良質の上塗コーティングを得るためにも下限
を1g / m Zに規制する必要がある。
製品表面のフォルステライト量をコントロールする方法
としては、脱炭焼鈍時の雰囲気、分離剤として塗布され
るMgOの量と性質、ボックス焼鈍雰囲気の3つが関連
する。脱炭焼鈍時の雰囲気は通常水素ないし水素と窒素
の混合ガス中で行なわれるが、このときの混合比および
雰囲気露点を正しく制御し、必要以上に過酸化にならな
いよ°うにすることが必要となる。またMgOの性質の
中では鋼板の酸化量に影響するMgOの水和量が特に重
要で、フォルステライ1−fitを4g/m”以下にす
るためには水和量のできるだけ低いものを使用する必要
があり、例えば20°C130分間の水和試験では水和
量が5%以下のものを使用することが望ましい。
としては、脱炭焼鈍時の雰囲気、分離剤として塗布され
るMgOの量と性質、ボックス焼鈍雰囲気の3つが関連
する。脱炭焼鈍時の雰囲気は通常水素ないし水素と窒素
の混合ガス中で行なわれるが、このときの混合比および
雰囲気露点を正しく制御し、必要以上に過酸化にならな
いよ°うにすることが必要となる。またMgOの性質の
中では鋼板の酸化量に影響するMgOの水和量が特に重
要で、フォルステライ1−fitを4g/m”以下にす
るためには水和量のできるだけ低いものを使用する必要
があり、例えば20°C130分間の水和試験では水和
量が5%以下のものを使用することが望ましい。
製品表面のフォルステライト量のコントロールは、脱炭
焼鈍後の表層酸化量と塗布されるMgOの星や水和量で
制御することが最も容易であることから、最終高温Bo
x焼鈍の雰囲気は出来る限り低酸化にし、焼鈍中の追加
酸化を防止することが必要である。
焼鈍後の表層酸化量と塗布されるMgOの星や水和量で
制御することが最も容易であることから、最終高温Bo
x焼鈍の雰囲気は出来る限り低酸化にし、焼鈍中の追加
酸化を防止することが必要である。
このように本発明者らは、製品板厚を0.15〜0.2
5taに薄くすると同時に鋼板表面のフォルステライト
皮膜の目付量を片面当り1〜4g7m2にコントロール
した上で、以下述べるとおり平均粒径を1〜6鰭の範囲
に制御することにより初めてWM?/S。0.90W/
kg以下の低鉄損方向性珪素鋼板の工業的規模での安定
した製造を実現したのである。
5taに薄くすると同時に鋼板表面のフォルステライト
皮膜の目付量を片面当り1〜4g7m2にコントロール
した上で、以下述べるとおり平均粒径を1〜6鰭の範囲
に制御することにより初めてWM?/S。0.90W/
kg以下の低鉄損方向性珪素鋼板の工業的規模での安定
した製造を実現したのである。
第1図はこれを説明するもので、種々の平均2次粒径を
有する3、10%Si含有方向性珪素鋼板の製品板厚と
鉄tnW+t/s。の関係を示したものである。
有する3、10%Si含有方向性珪素鋼板の製品板厚と
鉄tnW+t/s。の関係を示したものである。
製品はいずれも表面に片面当り2〜3 g/m”のフォ
ルステライト皮膜を有し、磁束密度81+1は1.89
〜1.937であった。製品の平均結晶粒径によって最
低値を示す板厚は幾分変化するけれども、平均粒径が1
〜6mmの範囲でMl/S。が0.90W/kg以下の
低鉄損を示すことが明らかである。
ルステライト皮膜を有し、磁束密度81+1は1.89
〜1.937であった。製品の平均結晶粒径によって最
低値を示す板厚は幾分変化するけれども、平均粒径が1
〜6mmの範囲でMl/S。が0.90W/kg以下の
低鉄損を示すことが明らかである。
第2図は3.02%Si含有方向性珪素鋼板の表面のフ
ォルステライト”量と鉄[jlの関係を製品板厚の異な
るものについて示している。製品厚が薄いときフォルス
テライト目付量を片面当り1〜4 g/mzにすること
が低鉄損材を得る上で必要であることがわかる。
ォルステライト”量と鉄[jlの関係を製品板厚の異な
るものについて示している。製品厚が薄いときフォルス
テライト目付量を片面当り1〜4 g/mzにすること
が低鉄損材を得る上で必要であることがわかる。
次に本発明の超低鉄損方向性珪素鋼板の製造方法と製造
条件について説明する。
条件について説明する。
先ず成分元素として方向性珪素鋼素材は最終高温焼鈍工
程において不都合な結晶粒の成長を抑制しゴス方位の2
次再結晶を可能ならしめるためインヒビターとよばれる
微細な析出分散相、例えば1’lnS、 MnSe、八
AN、 IIN、 VNや粒界偏析型元素として知られ
るSb+ As、 B+、 Sn等が含まれている。こ
れらのなかから選ばれるいずれか1種ないし2種以上を
必要量含有する珪素鋼素材を用い製品の板厚と2次粒径
を本発明の範囲にコントロールすることによって、WI
’?/S。が0.90W/kg以下の超低鉄損方向性珪
素鋼をつくることができる。
程において不都合な結晶粒の成長を抑制しゴス方位の2
次再結晶を可能ならしめるためインヒビターとよばれる
微細な析出分散相、例えば1’lnS、 MnSe、八
AN、 IIN、 VNや粒界偏析型元素として知られ
るSb+ As、 B+、 Sn等が含まれている。こ
れらのなかから選ばれるいずれか1種ないし2種以上を
必要量含有する珪素鋼素材を用い製品の板厚と2次粒径
を本発明の範囲にコントロールすることによって、WI
’?/S。が0.90W/kg以下の超低鉄損方向性珪
素鋼をつくることができる。
本発明者らは種々のインヒビクー組成をもつ50kg真
空溶解鋼塊(Si 2.90〜3.35%、CO,03
0〜0.048%、Mn 0.045〜0.080%)
を用い冷延2図法工程によって0.15〜0.25■■
厚の製品をつくり、このとき本発明で目上した特性を満
足する製品を得るための工程条件を調べる目的で最終冷
延圧下率を55〜85%の範囲内で変更し、さらに脱炭
焼鈍時の昇温速度の変更を組合せ同一組成の素材につい
て各10種の工程条件を変更して特性の安定性を比較し
た。
空溶解鋼塊(Si 2.90〜3.35%、CO,03
0〜0.048%、Mn 0.045〜0.080%)
を用い冷延2図法工程によって0.15〜0.25■■
厚の製品をつくり、このとき本発明で目上した特性を満
足する製品を得るための工程条件を調べる目的で最終冷
延圧下率を55〜85%の範囲内で変更し、さらに脱炭
焼鈍時の昇温速度の変更を組合せ同一組成の素材につい
て各10種の工程条件を変更して特性の安定性を比較し
た。
その結果、インヒビターとしてSeおよびSのうち少な
くともいずれか一種を0.010〜0.035%と、S
b、 [li、 AsおよびSnのうち一種または二種
合計で0.010〜0.080%とを複合含有させるこ
とが、鉄損の低い製品を安定して得る上で、とりわけ有
効であることを突き止めたのである。
くともいずれか一種を0.010〜0.035%と、S
b、 [li、 AsおよびSnのうち一種または二種
合計で0.010〜0.080%とを複合含有させるこ
とが、鉄損の低い製品を安定して得る上で、とりわけ有
効であることを突き止めたのである。
得られた実験データーの一部を第1表に示す。
第1表は各インヒビター組成に対して得られた鉄損の最
低値、平均値およびいくかつの工程条件に対してWIT
/S。が0.90W/kg以下を満足するものの合格率
等をまとめたものである。
低値、平均値およびいくかつの工程条件に対してWIT
/S。が0.90W/kg以下を満足するものの合格率
等をまとめたものである。
ここに合格率とは、粒径が1〜6Bを満足し、従ってこ
の発明鋼板において不可欠とする、板厚。
の発明鋼板において不可欠とする、板厚。
粒径およびフォルステライト皮膜量の3要件を満たし、
ひいてはこの発明で目標とするW+?/S。が0.90
W/kg以下の低鉄損値が得られた製品の全製品(各使
用インヒビター毎)に対する比率である。
ひいてはこの発明で目標とするW+?/S。が0.90
W/kg以下の低鉄損値が得られた製品の全製品(各使
用インヒビター毎)に対する比率である。
同表より明らかなように、この発明で所期した3要件を
満足し、WIT/S。≦0.90W/kgの低鉄損を得
るには、インヒビターとしてはMnS系およびMnSe
・ 系が最適である。しかしながらかかるMnS系や
MnSe系にAIN系を少量添加配合したもの、あるい
はMnSeのみをインヒビターとして使用した場合であ
っても、合格率は低いものの上記3要件を満足し、ひい
ては所定の鉄損特性を呈する製品が得られている。
満足し、WIT/S。≦0.90W/kgの低鉄損を得
るには、インヒビターとしてはMnS系およびMnSe
・ 系が最適である。しかしながらかかるMnS系や
MnSe系にAIN系を少量添加配合したもの、あるい
はMnSeのみをインヒビターとして使用した場合であ
っても、合格率は低いものの上記3要件を満足し、ひい
ては所定の鉄損特性を呈する製品が得られている。
SeやSをsb、八31 Bi、 Sn等と共存させて
すぐれた磁気特性を有する方向性珪素鋼板を製造する方
法に関しては特公昭50−29496号や特公昭54−
32412号各公報においてすでに知られている。ただ
し、これらは、いずれも0.30*nないし0.35m
mの板厚を有する製品に対するものであり、製品の鉄損
水準もw+tzs。が1.OW/kg以上のものについ
ての製法を示したものであった。この場合SeやSlに
対しては多くの場合それぞれ単独もしくは両者の和とし
て 0.005〜0.1%であり、またSb、 As、
Bi、 Sn等に関してもこれらの1種ないし2種以
上の含有量として0.015〜0.40%の広い成分範
囲が許された。
すぐれた磁気特性を有する方向性珪素鋼板を製造する方
法に関しては特公昭50−29496号や特公昭54−
32412号各公報においてすでに知られている。ただ
し、これらは、いずれも0.30*nないし0.35m
mの板厚を有する製品に対するものであり、製品の鉄損
水準もw+tzs。が1.OW/kg以上のものについ
ての製法を示したものであった。この場合SeやSlに
対しては多くの場合それぞれ単独もしくは両者の和とし
て 0.005〜0.1%であり、またSb、 As、
Bi、 Sn等に関してもこれらの1種ないし2種以
上の含有量として0.015〜0.40%の広い成分範
囲が許された。
これに対して本発明では成品板厚を0.15〜0.25
鰭、フォルステライト皮膜の目付量を片面当り1〜4
gem”とし、さらに平均粒径を1〜6mにすることに
よってWIT/S。0.90W/kg以下を満たすのが
特徴であり、そのためにはこれらインヒビターの成分範
囲は従来の方法より更に狭い範囲に規制されなければな
らない。
鰭、フォルステライト皮膜の目付量を片面当り1〜4
gem”とし、さらに平均粒径を1〜6mにすることに
よってWIT/S。0.90W/kg以下を満たすのが
特徴であり、そのためにはこれらインヒビターの成分範
囲は従来の方法より更に狭い範囲に規制されなければな
らない。
しかしながらインヒビターの成分と含有量だけでは必ず
しも所期した特性値のものが得られるわけではなく、珪
素鋼板の製造条件について種々の配慮が必要である。本
発明者らは種々の方法を試みた結果以下に記すいくつか
の有効な方法を見出した。
しも所期した特性値のものが得られるわけではなく、珪
素鋼板の製造条件について種々の配慮が必要である。本
発明者らは種々の方法を試みた結果以下に記すいくつか
の有効な方法を見出した。
その一つは最終冷延前の鋼板中のCの分散をコントロー
ルする方法である。冷延前に一定量の固溶炭素ないし微
細炭化物を均一に分散せしめることは、冷延後の加工組
織を改善し、その後の1次再結晶処理によって得られる
1次粒径を小さくすると同時に、数多くのゴス核を鋼板
表面層近くに形成せしめる。その結果最終焼鈍後の2次
粒径として1〜611が得られるのである。そのための
好ましい炭化物の分散は冷延前の状態で、0.5μ以下
の微細炭化物が平均間隔0.5μ以下で一様に分布して
いることであるが、そのための条件は炭素量として0.
020〜0.060%含まれること(上限は、これ以上
になると表面層のゴス強度が弱まり、製品の磁束密度低
下を伴うために設けられる)と、最終冷延前の熱処理で
炭化物の分散を上記したようにコントロールするために
、850〜1100℃で0.5min以上加熱したあと
の冷却過程で700〜200℃の温度範囲を150℃/
ll1in以上の速さで冷却し、そのあと、55〜85
%の冷間圧延を加えることである。第3図に、Si 3
.10%、 Se O,025%、 sbo、030%
を含有し、さらにCをそれぞれo、ots%。
ルする方法である。冷延前に一定量の固溶炭素ないし微
細炭化物を均一に分散せしめることは、冷延後の加工組
織を改善し、その後の1次再結晶処理によって得られる
1次粒径を小さくすると同時に、数多くのゴス核を鋼板
表面層近くに形成せしめる。その結果最終焼鈍後の2次
粒径として1〜611が得られるのである。そのための
好ましい炭化物の分散は冷延前の状態で、0.5μ以下
の微細炭化物が平均間隔0.5μ以下で一様に分布して
いることであるが、そのための条件は炭素量として0.
020〜0.060%含まれること(上限は、これ以上
になると表面層のゴス強度が弱まり、製品の磁束密度低
下を伴うために設けられる)と、最終冷延前の熱処理で
炭化物の分散を上記したようにコントロールするために
、850〜1100℃で0.5min以上加熱したあと
の冷却過程で700〜200℃の温度範囲を150℃/
ll1in以上の速さで冷却し、そのあと、55〜85
%の冷間圧延を加えることである。第3図に、Si 3
.10%、 Se O,025%、 sbo、030%
を含有し、さらにCをそれぞれo、ots%。
0.028%および0.035%添加配合した2、4鶴
厚の珪素鋼熱延板を1次冷延で0.6鶴に仕上げた後、
中間焼鈍を1000℃で51IIin間行ない、その後
の冷却過程で、700℃〜200℃の範囲の冷却速度を
幾通りか選び次いで2次冷延で0.20mmの製品厚に
した後、脱炭焼鈍と高温仕上焼鈍とによって得られた製
品の2次粒径と中間焼鈍後の冷却速度との関係について
調べた結果を、2次冷却前の炭素量をパラメータとして
示す。本発明の条件C0,02〜0.06%を満足する
C O,028%、 0.035%の場合に、製品の平
均2次粒径1〜6mmを満たすことがわかる。
厚の珪素鋼熱延板を1次冷延で0.6鶴に仕上げた後、
中間焼鈍を1000℃で51IIin間行ない、その後
の冷却過程で、700℃〜200℃の範囲の冷却速度を
幾通りか選び次いで2次冷延で0.20mmの製品厚に
した後、脱炭焼鈍と高温仕上焼鈍とによって得られた製
品の2次粒径と中間焼鈍後の冷却速度との関係について
調べた結果を、2次冷却前の炭素量をパラメータとして
示す。本発明の条件C0,02〜0.06%を満足する
C O,028%、 0.035%の場合に、製品の平
均2次粒径1〜6mmを満たすことがわかる。
製品板1ゾの薄い材料の2次粒径を方向性を損うことな
(微細にする第2の方法は、上記した如き最終冷延に先
立つ熱処理に替えて最終冷延時における圧延温度をコン
トロールする方法である。
(微細にする第2の方法は、上記した如き最終冷延に先
立つ熱処理に替えて最終冷延時における圧延温度をコン
トロールする方法である。
すなわち冷延途中の鋼板温度が50〜400℃の温度範
囲になるよう冷延前ないし冷延途中に50〜400℃の
温度範囲で予熱ないし中間加熱を施し、55〜85%の
圧下率で0.15〜0.25mに仕上げることが、製品
の2次粒径制御に有効に寄与するのである。第4図はこ
の関係を示すもので、CO,042%。
囲になるよう冷延前ないし冷延途中に50〜400℃の
温度範囲で予熱ないし中間加熱を施し、55〜85%の
圧下率で0.15〜0.25mに仕上げることが、製品
の2次粒径制御に有効に寄与するのである。第4図はこ
の関係を示すもので、CO,042%。
Si 3.30%、 Ss 0.025%、 Sb O
,040%を含有する熱延板を冷延して得た0、6m厚
の冷延板を慣例に従うたとえば1000℃で5 min
中間焼鈍を行なった後の2次冷延において種々の条件で
予熱ないし中間加熱を行なって、0.16.0.20.
0.24鰭の3種の製品板厚を得、このあと脱炭焼鈍と
高温仕上焼鈍によって得た製品の2次粒径を圧延中の鋼
板温度の最高値に対して示している。本発明の条件にか
なう鋼板温度50〜400℃の範囲で圧延されたものの
2次粒径が微細で鉄損WIT/S。が0.90W/kg
以下であることがわかる。温度圧延を行なうことによっ
て2次粒径が微細になるのは圧延中におこる一種の歪時
効現象によって鋼中の炭素が変形中の転位を固着し、転
位の移動を妨げるため、転位の絡み合いが促進されるこ
とで1次再結晶核発生頻度を高めるとともにゴス粒の2
次再結晶核数を増すことになるためと推察される。した
がって最終冷延前に一定量以上の炭素が含まれているこ
とが重要であり、さらに鋼中の固溶炭素量を増す処置と
して最終冷延前の中間焼鈍後の冷却速度を速める方法と
組合せることは2次粒径の微細化により一層効果的であ
る。
,040%を含有する熱延板を冷延して得た0、6m厚
の冷延板を慣例に従うたとえば1000℃で5 min
中間焼鈍を行なった後の2次冷延において種々の条件で
予熱ないし中間加熱を行なって、0.16.0.20.
0.24鰭の3種の製品板厚を得、このあと脱炭焼鈍と
高温仕上焼鈍によって得た製品の2次粒径を圧延中の鋼
板温度の最高値に対して示している。本発明の条件にか
なう鋼板温度50〜400℃の範囲で圧延されたものの
2次粒径が微細で鉄損WIT/S。が0.90W/kg
以下であることがわかる。温度圧延を行なうことによっ
て2次粒径が微細になるのは圧延中におこる一種の歪時
効現象によって鋼中の炭素が変形中の転位を固着し、転
位の移動を妨げるため、転位の絡み合いが促進されるこ
とで1次再結晶核発生頻度を高めるとともにゴス粒の2
次再結晶核数を増すことになるためと推察される。した
がって最終冷延前に一定量以上の炭素が含まれているこ
とが重要であり、さらに鋼中の固溶炭素量を増す処置と
して最終冷延前の中間焼鈍後の冷却速度を速める方法と
組合せることは2次粒径の微細化により一層効果的であ
る。
0.15〜0.250の薄い製品板厚を有する一方向性
珪素鋼板の2次粒径を方向性を損うことなく微細にする
手段として以上2つの手段をtLEXしたが、これらは
それぞれが独立に効果をもつものであるが、同時にこれ
らの2つ以上の手段をそれぞれの手段のうち重複する部
分は重複を避けて組合せることもできる。
珪素鋼板の2次粒径を方向性を損うことなく微細にする
手段として以上2つの手段をtLEXしたが、これらは
それぞれが独立に効果をもつものであるが、同時にこれ
らの2つ以上の手段をそれぞれの手段のうち重複する部
分は重複を避けて組合せることもできる。
次に本発明において、成分組成ならびに処理条件を限定
する理由について説明する。
する理由について説明する。
本発明の適用をうける珪素鋼素材は、公知のいがなる方
法によっても溶製することができるが、成分としてSi
が2.0〜4.0%含有されることが必要である。Si
量の下限はこれを下廻ると本発明の目的とする低鉄損材
かえられなくなるからで上限は冷延性が悪くなることか
ら設けた。その他の成分は特に規制しないが前記したよ
うにインヒビターとして知られる窒化物、硫化物、セレ
ン化物の他に必要に応じ粒界偏析型元素が必要量含まれ
る。
法によっても溶製することができるが、成分としてSi
が2.0〜4.0%含有されることが必要である。Si
量の下限はこれを下廻ると本発明の目的とする低鉄損材
かえられなくなるからで上限は冷延性が悪くなることか
ら設けた。その他の成分は特に規制しないが前記したよ
うにインヒビターとして知られる窒化物、硫化物、セレ
ン化物の他に必要に応じ粒界偏析型元素が必要量含まれ
る。
そして製品の鉄損がLtzso O,90W/kg以
下を安定して満たすためには特にSeなしいSのいずれ
が1種ないし2種合計でo、oio −o。035%と
さらにsb。
下を安定して満たすためには特にSeなしいSのいずれ
が1種ないし2種合計でo、oio −o。035%と
さらにsb。
^s、 Bi、 Snのいずれか1種ないし2種以上の
組合せで0.010〜o、oso%含まれることが有利
である。
組合せで0.010〜o、oso%含まれることが有利
である。
上記成分を有する素材すなわちスラブないしインゴット
は公知の方法にしたがって熱間圧延(インゴットの場合
は分塊圧延工程が加わる)され、1.5〜3.0鰭厚の
熱延板となる。熱延に際しインヒビターとして含有され
るMnSeないしMnS 、その他の窒化物の好ましい
分散を得るためスラブは十分高温、例えば1300℃以
上で加熱される。熱延板の板厚はインヒビターの種類組
成に応じ、必ずしも一定しないが、通常採用される2凹
冷延法に対しては2.0〜3.0鰭が好ましく、1回冷
延法を採用する場合1.5〜2.0龍と薄目にする方が
好ましい。
は公知の方法にしたがって熱間圧延(インゴットの場合
は分塊圧延工程が加わる)され、1.5〜3.0鰭厚の
熱延板となる。熱延に際しインヒビターとして含有され
るMnSeないしMnS 、その他の窒化物の好ましい
分散を得るためスラブは十分高温、例えば1300℃以
上で加熱される。熱延板の板厚はインヒビターの種類組
成に応じ、必ずしも一定しないが、通常採用される2凹
冷延法に対しては2.0〜3.0鰭が好ましく、1回冷
延法を採用する場合1.5〜2.0龍と薄目にする方が
好ましい。
次いで熱延板は1回以上の冷間圧延と必要に応じ850
〜1150℃の温度範囲で、0.5〜15minの中間
焼鈍を施して0.15〜0.25mmの最終製品板厚を
有する冷延板となる。この際、最終冷延前における炭素
量を0.020〜0.060%に調整した上で、該最終
冷延前に行なわれる中間焼鈍の冷却過程において700
〜200℃の温度範囲を150℃/min以上で急冷し
、さらに55〜85%の冷延圧下率で圧延すること、ま
た同じく炭素量を、0.020〜0.060%に調整し
た上で冷延時の鋼板温度が50〜400℃になるよう冷
延前ないし冷延中に50〜400’cの温度範囲で、予
熱または中間加熱を加えることが方向性を損うことなく
平均2次粒径を1〜6*lの範囲に制御する上で特に好
ましい。0.15〜0.2511厚の製品板厚を有する
冷延板は次に780〜880°Cで0.5〜]、5mi
n湿水素中で脱炭焼鈍に供せられ、綱板の炭素が0.0
05%以下に脱炭される。
〜1150℃の温度範囲で、0.5〜15minの中間
焼鈍を施して0.15〜0.25mmの最終製品板厚を
有する冷延板となる。この際、最終冷延前における炭素
量を0.020〜0.060%に調整した上で、該最終
冷延前に行なわれる中間焼鈍の冷却過程において700
〜200℃の温度範囲を150℃/min以上で急冷し
、さらに55〜85%の冷延圧下率で圧延すること、ま
た同じく炭素量を、0.020〜0.060%に調整し
た上で冷延時の鋼板温度が50〜400℃になるよう冷
延前ないし冷延中に50〜400’cの温度範囲で、予
熱または中間加熱を加えることが方向性を損うことなく
平均2次粒径を1〜6*lの範囲に制御する上で特に好
ましい。0.15〜0.2511厚の製品板厚を有する
冷延板は次に780〜880°Cで0.5〜]、5mi
n湿水素中で脱炭焼鈍に供せられ、綱板の炭素が0.0
05%以下に脱炭される。
ここに脱炭焼鈍雰囲気は前記したように脱炭焼鈍後の酸
化量が製品のフォルステライト量Gこ影響することから
過酸化にならないよう雰囲気の酸素ポテンシャルをコン
トロールする必要がある。次いでMgOなどの分離剤を
塗布した後2次再結晶と純化のための高温ボックス焼鈍
に供される。純化焼鈍は通常1100℃以上の温度で1
時間以上水素中で行なわれるが、その前に方向性を高め
るための処置として800〜900℃の温度範囲で2次
再結晶を完了させるために、この間の温度に5時間以上
保持するかまたはこの間を15℃/11r以下で除熱す
ることは本発明の効果を高める上で有効である。
化量が製品のフォルステライト量Gこ影響することから
過酸化にならないよう雰囲気の酸素ポテンシャルをコン
トロールする必要がある。次いでMgOなどの分離剤を
塗布した後2次再結晶と純化のための高温ボックス焼鈍
に供される。純化焼鈍は通常1100℃以上の温度で1
時間以上水素中で行なわれるが、その前に方向性を高め
るための処置として800〜900℃の温度範囲で2次
再結晶を完了させるために、この間の温度に5時間以上
保持するかまたはこの間を15℃/11r以下で除熱す
ることは本発明の効果を高める上で有効である。
その後必要に応じて絶縁と張力付加のためのコーティン
グが施され製品となるが、かくして得られた製品は2次
粒径が微細で著しく低し)鉄損を有する。
グが施され製品となるが、かくして得られた製品は2次
粒径が微細で著しく低し)鉄損を有する。
次に本発明を実施例について説明する。
叉施五−し
CO,050%、Si3.01%、 Mn O,078
%、 S 0.025%、 Sb O,035%、残部
Feよりなる珪素鋼スラブを1340℃で3Hr加熱後
、熱間圧延により2.4龍厚の熱延板とした。この熱延
板を950℃で55hin加熱した後、冷延して0.6
mmの中間厚とし、再度950’C+ 5minの中
間焼鈍を行った後、2次冷延を150℃の温間で、かつ
圧下率50〜83%の範囲で行なって0.1〜0.30
n厚さに仕上げた。脱炭焼鈍は800℃+ 5min
湿水素と窒素の混合雰囲気中で行ない、分離剤としてM
gOを塗布した後、水素中で1200℃、511rのボ
ックス焼鈍を行った。このときの製品の磁気特性および
製品の2次粒径0.2龍厚の冷延板については製品のフ
ォルステライト量の影響をみるため脱炭焼鈍時の窒素配
合比を20%から40%まで変え、露点60℃で行なっ
た。
%、 S 0.025%、 Sb O,035%、残部
Feよりなる珪素鋼スラブを1340℃で3Hr加熱後
、熱間圧延により2.4龍厚の熱延板とした。この熱延
板を950℃で55hin加熱した後、冷延して0.6
mmの中間厚とし、再度950’C+ 5minの中
間焼鈍を行った後、2次冷延を150℃の温間で、かつ
圧下率50〜83%の範囲で行なって0.1〜0.30
n厚さに仕上げた。脱炭焼鈍は800℃+ 5min
湿水素と窒素の混合雰囲気中で行ない、分離剤としてM
gOを塗布した後、水素中で1200℃、511rのボ
ックス焼鈍を行った。このときの製品の磁気特性および
製品の2次粒径0.2龍厚の冷延板については製品のフ
ォルステライト量の影響をみるため脱炭焼鈍時の窒素配
合比を20%から40%まで変え、露点60℃で行なっ
た。
製品表面の片面当りのフォルステライト量は第2表のと
おりであった。
おりであった。
第2表
製品板11ム 平均2次粒径 フォルステライffi
l’11715゜(mm) (mm)
(g/m”) (W/kg)
B+o(T)0.10 0.n 3
.2 1.32 1.800.16
5.6 2.8 0.811
1.91本発明0.20 4.8
1.8 0.83 1.922本発明02
0 4.8 3.0 0.
86 1.91本発明0.20 4.7
5.8 0.95 1.900.2
4 5.2 3.3 0.
87 1.91本発明0.27 7.4
3.2 0.99 1.910.3
0 8.2 3.4 1.
0? 1.91次1』L−針 CO,041%、 Si 3.08%、 Mn 0
.080%、 Se0.025%、 Sb 0.03
1%を含有する2、5龍厚熱延板を、950℃で5 m
in加熱後、1次冷延を70%で行なって0.75m■
厚の中間厚としたのち、中間焼鈍を1000℃、 5
min間Axガス中で行なった。中間焼鈍後の冷却に当
り、7oo℃〜200”Cの温度範囲を120℃/mi
nで冷却する場合と400”C/minで冷却する場合
の2つの条件の下で行った。次いで冷間圧延によって、
0.20■l厚に仕上げたが、圧延に際し、300℃で
311rの予熱を加えたものと300℃、3tlrの予
熱の後冷延途中すなわち板厚0.40m−のときに再度
300℃、1llrの中間加熱を行なったもの、および
予備加熱、中間加熱なしのものの3条件を比較した。冷
延板は湿水素中で800℃+ 5minの脱炭焼鈍を
施し、MgOを塗布した後、水素中で1200℃+
5tlrの仕上焼鈍を施し製品を得た。このときの電磁
特性や製品の2次粒径は第3表のとおりであった。
l’11715゜(mm) (mm)
(g/m”) (W/kg)
B+o(T)0.10 0.n 3
.2 1.32 1.800.16
5.6 2.8 0.811
1.91本発明0.20 4.8
1.8 0.83 1.922本発明02
0 4.8 3.0 0.
86 1.91本発明0.20 4.7
5.8 0.95 1.900.2
4 5.2 3.3 0.
87 1.91本発明0.27 7.4
3.2 0.99 1.910.3
0 8.2 3.4 1.
0? 1.91次1』L−針 CO,041%、 Si 3.08%、 Mn 0
.080%、 Se0.025%、 Sb 0.03
1%を含有する2、5龍厚熱延板を、950℃で5 m
in加熱後、1次冷延を70%で行なって0.75m■
厚の中間厚としたのち、中間焼鈍を1000℃、 5
min間Axガス中で行なった。中間焼鈍後の冷却に当
り、7oo℃〜200”Cの温度範囲を120℃/mi
nで冷却する場合と400”C/minで冷却する場合
の2つの条件の下で行った。次いで冷間圧延によって、
0.20■l厚に仕上げたが、圧延に際し、300℃で
311rの予熱を加えたものと300℃、3tlrの予
熱の後冷延途中すなわち板厚0.40m−のときに再度
300℃、1llrの中間加熱を行なったもの、および
予備加熱、中間加熱なしのものの3条件を比較した。冷
延板は湿水素中で800℃+ 5minの脱炭焼鈍を
施し、MgOを塗布した後、水素中で1200℃+
5tlrの仕上焼鈍を施し製品を得た。このときの電磁
特性や製品の2次粒径は第3表のとおりであった。
第3表
120 無 6.8
0.92 1.91120 予熱
5.9 0.90 1.91400
無 4.8 0.87
1.92400 予熱 3.5 0.84
1.91400 予熱+中間加熱 2.1
0.85 1.90
0.92 1.91120 予熱
5.9 0.90 1.91400
無 4.8 0.87
1.92400 予熱 3.5 0.84
1.91400 予熱+中間加熱 2.1
0.85 1.90
【図面の簡単な説明】
第1図は製品板厚(龍)と鉄損−1,75゜1八g)の
関係を製品の平均2次粒径(鶴)を変数として示す図、 第2図は製品表面に形成されたフォルステライトの片面
当りの重量軸/+”)と鉄損WIT/S。(W/kg)
の関係の製品板厚による変化を示す図、第3図は最終冷
延前に行なう焼鈍後の冷却過程における700℃から2
00℃までの冷却速度(1/a+tn)と製品の平均2
次粒径(龍) との関係を最終冷延前のC量(%)の異
なる試料について示す図、第4図は最終冷延時の圧延中
の鋼板温度と製品の平均2次粒径との関係を製品板厚を
変数として示す図である。 第1図 θI4 θ、府θ?2θ26 0.30叛厚(mm
) 7エ11−ズテライトv(97m2) 第3図 中間−j:先−t’==l哉゛O冷去ρ迂度(’C/m
in )第4図 1θθ 2θθ 3θθ 4θO丘右〔中o4ゾ
4」反温度 (’C〕 手 続 補 正 書 昭和61年10月23日 特許庁長官 黒 1) 明 雄 殿1、事件の
表示 昭和61年特許願第202689号 2、発明の名称 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の製造方法3、補正
をする者 事件との関係 特許出願人 (125) 川 崎 製 鉄 株 式
会 社4、代理人 (訂正)明 細 書 1、発明の名称 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板
の製造方法 2、特許請求の範囲 1、 St 2〜4%を含み、かつインヒビターと
してSe、 Sの何れか少なくとも一種0.010〜
0.035%と、Sb、 As、 BiおよびSnのう
ちから選ばれる何れか少なくとも一種o、oto〜0.
080%とを含有する一方向性珪素鋼素材に、熱延つい
で1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施して
厚み0.15〜0.25m■の最終板厚としたのち、脱
炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布してから最終焼
鈍を施して2次再結晶と共に鋼板の表面に片面当り1〜
487m”のフォルステライト皮膜を形成させる一方向
性珪素鋼板の製造方法において、 最終冷延前の鋼板中のCを0.020〜0.060%に
調整した上で、最終冷延前の熱処理として850〜11
00°Cに少なくとも0.5min保持したのち700
〜200℃の温度領域を150℃/min以上の冷却速
度で冷却し、しかるのち最終冷延を圧下率55〜85%
の条件下に行うことにより、2次再結晶後の平均結晶粒
径を1〜5 mmの範囲とすることを特徴とする鉄損の
極めて低い一方向性珪素銅板の製造方法。 ’1.Si 2〜4%を含み、かつインヒビターとし
てSe、 Sの何れか少なくとも一種0.010〜0
.035%と、Sbt As、 BtおよびSnのうち
から選ばれる何れか少な(とも一種0.010〜0.0
80%とを含有する一方向性珪素鋼素材に、熱延ついで
1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施して厚
み0.15〜0.25mfiの最終板厚としたのち、脱
炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布してから最終焼
鈍を施して2次再結晶と共に鋼板の表面に片面当り1〜
4 g/m2のフォルステライト皮膜を形成させる一方
向性珪素鋼板の製造方法において、 最終冷延前の鋼板中のCを0.020〜0.060%に
調整した上で、最終冷延を、圧延温度50〜400℃の
範囲において圧下率55〜85%の条件下に行うことに
より、2次再結晶後の平均結晶粒径を1〜6寵の範囲と
することを特徴とする鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼
板の製造方法。 のち700〜200℃の°−1を150℃/m1n5/
上のr ′束庁で冷 し、しかるの r正3、発明
の詳細な説明 (産業上の利用分野) 本発明は、鋼板の圧延方向に磁化容易軸<100>を有
し、かつ板面に平行に(110)を有する鉄損の極めて
低い一方向性珪素鋼板の製造方法に関するものである。 一方向性珪素鋼板は軟磁性材料として主に変圧器等の電
気機器の鉄心に使用されており、特に近年、電気機器等
の高性能化、小型化、および低騒音化が強く要求され、
さらにエネルギー節約の観点からも一段と優れた電磁特
性を有する電気鉄板が必要とされている。 (従来の技術) 鋼板の電磁特性は鉄損特性と磁化特性の両方で評価され
るのが一般的である。磁化特性(100OA/mの磁場
を加えたときの磁束密度B1゜で代表される)を高める
ことは設計磁束密度を高め機器の小型化に特に有効であ
る。一方鉄損特性(50Hzで17kGまで磁化したと
きの1kg当りの鉄損WI?/S。で代表される)を高
めることは電気機器として使用する際熱エネルギーとし
て失なわれるものを少なくし、消費電力を節約できる点
で有効である。製品の方向性を高めることすなわち製品
結晶粒の<100>軸を高度に圧延方向に揃えることに
より磁化特性のみならず、鉄損特性を高めることができ
るから、近年特にこの面で多大の研究が重ねられ、B、
。が1.907以上の製品が製造されるまでに至ってい
る。 さて周知のように鉄損は大きく分けて履歴撰と渦流損の
二つからなり、これらの損失に影響を与える物理的な要
因としては、まず履歴損に対しては上述の結晶方位の他
に材料の純度や内部歪がある。また渦流損に対しては鋼
板の電気抵抗(例えばSi量)や板厚、磁区の大きさ
(結晶粒度)や鋼板に及ばず張力がある。通常の方向性
珪素鋼では渦流損が全鉄損の374以上を占めるため履
歴損より渦流損を下げる方が全鉄損を下げる上でより効
果的である。このため渦流損を下げる試みがこれまで色
々なされている。その1つとしてSi量を増す方法があ
るが、4.0%近くまで高めると冷延性が著しく損われ
るため、限界があり、あまり実用的とはいえない。鋼板
に張力を付加する方法としては、下地皮膜や上塗コーテ
ィングと地鉄との熱膨張率の違いを利用する方法が知ら
れているが、これも工業的に利用出来るコーティングか
らの張力に限界があり、皮膜の均一性・密着性・外観等
からの制約もあってあまり大きな鉄損低減は期待できな
い。また最近製品板の表面に圧延方向と直角方向にスク
ラッチを入れ磁区微細化によって渦流損を下げる方法が
提案されている。しかしこの方法は製品板の形状、平均
結晶粒径、板厚などで必ずしもその効果が十分に発揮で
きない場合があり、さらに、スクラッチを入れた製品板
に歪取焼鈍を施すと、低下した鉄損が元に戻ってしまう
という致命的な欠陥があるため、あまり実用的でない。 (発明が解決しようとする問題点) 本発明は、上記した従来技術の有する諸問題を有利に解
決するもので、鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板を安
定して得ることができる有利な製造方法を提案すること
を目的とする。 (問題点を解決するための手段) さて発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意研究を重
ねた結果、製品板厚を薄くし、かつ鋼板表面に形成され
るフォルステライト皮膜の厚さを適当な範囲に制御した
上で、製品の結晶粒径を微細化することの3つを組合せ
ることによって極めて低い鉄損が得られることの新規知
見を得た。 すなわち一方向性珪素鋼板において、製品板厚を0.1
5〜0.25mmとし、かつ製品の表面に形成されるフ
ォルステライト皮膜の量を片面当り1〜4g/mlとし
た上で、製品の平均結晶粒径を1〜6鶴とする3つの要
因を同時に満足させることによって、Wl、F/S。が
0.90W/kg以下の優れた鉄損特性をそなえる一方
向性珪素鋼板が安定して得られることが究明されたので
ある。 本発明は、上記の知見に立脚するものである。 すなわち本発明は、Si2〜4%を含み、かつインヒビ
クーとしてSe、 Sの何れか少なくとも一種0.0
10〜0.035%と、sb、^s、 BiおよびSn
のうちから選ばれる何れか少なくとも一種o、oio〜
0.080%とを含有する一方向性珪素鋼素材に、熱延
ついで1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施
して厚み0.15〜0.25+nの最終板厚としたのち
、脱炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布してから最
終焼鈍を施して2次再結晶と共に鋼板の表面に片面当り
1〜4 g/m”のフォルステライト皮膜を形成させる
一方向性珪素鋼板の製造方法において、最終冷延前の鋼
板中のCを0.020−0.060%に調整した上で、
最終冷延前の熱処理として850〜1100℃に少なく
とも0.5min保持したのち700〜200℃の温度
領域を150℃/min以上の冷却速度で冷却し、しか
るのち最終冷延を圧下率55〜85%の条件下に行うこ
とにより、2次再結晶後の平均結晶粒径を1〜6flの
範囲とすることを特徴とする鉄損の極めて低い一方向性
珪素鋼板の製造方法(第1発明)である。 また本発明は、Si2〜4%を含み、かつインヒビター
としてSe、 Sの何れか少なくとも一種0.010
〜0.035%と、Sb、 As、 BiおよびSnの
うちから選ばれる何れか少な(とも一種0.010〜0
.080%とを含有する一方向性珪素鋼素材に、熱延つ
いで1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施し
て厚み0.15〜0.25mmの最終板厚としたのち、
脱炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布してから最終
焼鈍を施して2次再結晶と共に鋼板の表面に片面当り1
〜4 g/m”のフォルステライト皮膜を形成させる一
方向性珪素鋼板の製造方法において、最終冷延前の鋼板
中のCを0.020〜0.060%に調整した上で、最
終冷延を、圧延温度50〜400℃の範囲において圧下
率55〜85%の条件下に行うことにより、2次再結晶
後の平均結晶粒径を1〜6mmの範囲とすることを特徴
とする鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の製造方法(
第2発明)である。 さらに本発明は、Si2〜4%を含み、かつインヒビタ
ーとしてSe、 Sの何れか少なくとも一種0.01
0〜0.035%と、Sb、 As、 BEおよびSn
のうちから選ばれる何れか少なくとも一種0.010〜
0.080%とを含有する一方向性珪素鋼素材に、熱延
ついで1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施
して厚み0.15〜0.25wの最終板厚としたのち、
脱炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布してから最終
焼鈍を施して2次再結晶と共に鋼板の表面に片面当り1
〜4 g/m”のフォルステライト皮膜を形成させる一
方向性珪素鋼板の製造方法において、最終冷延前の鋼板
中のCを0.020〜0.060%に調整した上で、最
終冷延前の熱処理として850〜1100°Cに少なく
とも0.5min保持したのち700〜200’Cの温
度領域を150℃/min以上の冷却速度で冷却し、し
かるのち最終冷延を、圧延温度50〜400℃の範囲に
おいて圧下率55〜85%の条件下に行うことにより、
2次再結晶後の平均結晶粒径を1〜6I−の範囲とする
ことを特徴とする鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の
製造方法(第3発明)である。 以下本発明を具体的に説明する。 まず本発明の解明経緯について説明する。 一般に方向性珪素鋼板の製品板厚を化学研磨や機械研磨
等の方法で薄くしていくと渦流損は減少することが知ら
れている。しかしながら逆に履歴損は板厚の薄化にとも
なって増加する。履歴損の増加は板厚が比較的厚目の間
は緩慢であるが薄(なるに従って急激に増加し、トータ
ル鉄損が最低になる製品の板厚は0.15〜0.25n
の間に存在する。 しかしながら単に板厚を薄くしただけでは本発明の目的
であるLt/s。0.90W/kg以下の製品は得られ
ない。特に、冷延と焼鈍を繰返し最後に高温焼鈍を加え
ることによって、得られる鋼板表面にフォルステライト
皮膜を有する通常の製法によって上記製品板厚の薄いも
のをつくる場合、方向性が若干損われるために、0.9
0W/kg以下の超低鉄損を得ることはより一層むづか
しかった。 粒径と鉄損の関係については製品の粒径が小さくなると
一般に鉄損が低下することが知られている。例えば、M
、F、 Littnan (J、 Appl、 Phy
s。 1967、38.1104)によると鉄損の最低値は粒
径0.5鰭付近にあり、製品板厚が0.1mの場合の鉄
損最低値はW+ s/bo テ0.451tJ/ l
bで、WIT/Soに換算すると大体0.96W/kg
であることが示されている。 しかしながらこれ以上粒径を小さくしても方向性が損わ
れるため、これまでの技術では本発明で目的とするー、
、7.。0.90W/kg以下の低鉄損材の製造は不可
能であった。 鋼板表面に形成されるフォルステライト皮膜の量と鉄損
の関係については、製品板厚が0.21+n以上の従来
の製品ではあまり明瞭な相関はなかった。 しかし製品板厚が0.15〜0.25mmと薄い場合に
はこの量を板厚に応じて適当量にコントロールすること
が重要であり、その量は片面当り1〜4g/m”の範囲
であることを突き止めた。製品板厚が薄い場合にフォル
ステライト皮膜が厚すぎることによって鉄損が劣化する
のは、全重量に占めるフォルステライト皮膜重量が増す
ことによるだけでなく、4g/m”よりも多くなると皮
膜と地鉄界面との平滑性が損われるとともに界面近傍に
残留する歪の影響が特に大きくなり鉄損を劣化せしめる
がらである。なおフォルステライト量の下限を1 g/
1m”としている理由は表面の絶縁性を維持するためで
あり、良質の上塗コーティングを得るためにも下限を1
g / m 2に規制する必要がある。 製品表面のフォルステライト量をコントロールする方法
としては、脱炭焼鈍時の雰囲気、分離剤として塗布され
る?IgOの量と性質、ボックス焼鈍雰囲気の、3つが
関連する。脱炭焼鈍時の雰囲気は通常水素ないし水素と
窒素の混合ガス中で行なわれるが、このときの混合比お
よび雰囲気露点を正しく制御し、必要以上に過酸化にな
らないようにすることが必要となる。またMgOの性質
の中では鋼板の酸化量に影響するMgOの水和量が特に
重要で、フォルステライト量を4 g/m2以下にする
ためには水和量のできるだけ低いものを使用する必要が
あり、例えば20℃、30分間の水和試験では水和量が
5%以下のものを使用することが望ましい。 製品表面のフォルステライト量のコントロールは、脱炭
焼鈍後の表層酸化量と塗布される11goの量や水和量
で制御することが最も容易であることがら、最終高温B
ox焼鈍の雰囲気は出来る限り低酸化にし、焼鈍中の追
加酸化を防止することが必要である。 このように本発明者らは、製品板厚を0.15〜0.2
5mmに薄くすると同時に鋼板表面のフォルステライト
皮膜の目付量を片面当り1〜4 g/m”にコントロー
ルした上で、以下述べるとおり平均粒径を1〜6mmの
範囲に制御することにより初めてWl’l/S。0.9
0W/kg以下の低鉄損方向性珪素鋼板の工業的規模で
の安定した製造を実現したのである。 第1図はこれを説明するもので、種々の平均2次粒径を
有する3、10%Si含有方向性珪素鋼板の製品板厚と
鉄tMW+tzs。の関係を示したものである。 製品はいずれも表面に片面当り2〜3g/m”のフォル
ステライト皮膜を有し、磁束密度BI0は1.89〜1
.93Tであった。製品の平均結晶粒径によって最低値
を示す板厚は幾分変化するけれども、平均粒径が1〜6
mmの範囲でWIT/S。が0.90W/kg以下の低
鉄損を示すことが明らかである。 第2図は3.02%Si含有方向性珪素鋼板の表面のフ
ォルステライト量と鉄損の関係を製品板厚の異なるもの
について示している。製品厚が薄いときフォルステライ
ト目付量を片面当り1〜4g/m”にすることが低鉄損
材を得る上で必要であることがわかる。 次に本発明に従う超低鉄損方向性珪素鋼板の具体的な製
造条件について説明する。 先ず成分元素として方向性珪素鋼素材は最終高温焼鈍工
程において不都合な結晶粒の成長を抑制しゴス方位の2
次再結晶を可能ならしめるためインヒビターとよばれる
微細な析出分散相、例えばMnS、 MnSe、 A
I N、 BN、 VNや粒界偏析型元素として知られ
るSb、 As+ Bt+ Sn等が含まれている。こ
れらのなかから選ばれるいずれか1種ないし2種以上を
必要量含有する珪素鋼素材を用い製品の板厚と2次粒径
を本発明の範囲にコントロールすることによって、WI
?/l。が0.90W/kg以下の超低鉄損方向性珪素
鋼をつくることができる。 本発明者らは種々のインヒビター組成をもつ50kg真
空溶解鋼塊(Si 2.90〜3.35%、CQ、03
0〜0、048%、Mn 0.045〜0.080%)
を用い冷延2同法工程によって0.15〜0.25m厚
の製品をつくり、このとき本発明で自相した特性を満足
する製品を得るための工程条件を調べる目的で最終冷延
圧下率を55〜85%の範囲内で変更し、さらに脱炭焼
鈍時の昇温速度の変更を組合せ同一組成の素材について
各10種の工程条件を変更して特性の安定性を比較した
。 その結果、インヒビターとしてSeおよびSのうち少な
くともいずれか一種を0.010〜0.035%と、S
b、 Bi、 AsおよびSnのうち一種または二種合
計で0.010〜0.080%とを複合含有させること
が、鉄損の低い製品を安定して得る上で、とりわけ有効
であることを突き止めたのである。 得られた実験データーの一部を第1表に示す。 第1表は各インヒビター組成に対して得られた鉄損の最
低値、平均値およびいくかっの工程条件に対してWIT
/S。が0.90W/kg以下を満足するものの合格率
等をまとめたものである。 ここに合格率とは、粒径が1〜6mmを満足し、従って
この発明鋼板において不可欠とする、板厚。 粒径およびフォルステライト皮膜量の3要件を満たし、
ひいてはこの発明で目標とする1、7.。が0.90W
/kg以下の低鉄損値が得られた製品の全製品(各使用
インヒビター毎)に対する比率である。 同表より明らかなように、この発明で所期した3要件を
満足し、1フ/、。≦0.90W/kgの低鉄損を得る
には、インヒビクーとしてはMnS系およびMnSe系
が最適である。しかしながらかがるMnS系やMnSe
系にAtN系を少量添加配合したもの、あるいはMnS
eのみをインヒビターとして使用した場合であっても、
合格率は低いものの上記3要件を満足し、ひいては所定
の鉄損特性を呈する製品が得られている。 SeやSをSb、 As+ Bi、 Sn等と共存させ
てすぐれた磁気特性を有する方向性珪素鋼板を製造する
方法に関しては特公昭50−29496号や特公昭54
−32412号各公報和合いてすでに知られている。た
だし、これらは、いずれも0.30mmないし0.35
mの板厚を有する製品に対するものであり、製品の鉄損
水準もW+?15゜が1.OW/kg以上のものについ
ての製法を示したものであった。この場合SeやS量に
対しては多くの場合それぞれ単独もしくは両者の和とし
て 0.005〜0.1%であり、またSb、 As+
Bi、 Sn等に関してもこれらの1種ないし2種以
上の含有量として0.015〜0.40%の広い成分範
囲が許された。 これに対して本発明では成品板厚を0.15〜o、25
削、フォルステライト皮膜の目付量を片面当り1〜4
g/m”とし、さらに平均粒径を1〜6Ijにすること
によってWI?/S。0.90W/kg以下を満たすの
が特徴であり、そのためにはこれらインヒビターの成分
範囲は従来の方法より更に狭い範囲に規制されなければ
ならない。 しかしながらインヒビターの成分と含有量だけでは必ず
しも所期した特性値のものが得られるわけではなく、珪
素鋼板の製造条件について種々の配慮が必要である。本
発明者らは種々の方法を試みた結果以下に記すいくつか
の有効な方法を見出した。 その一つは最終冷延前の鋼板中のCの分散をコントロー
ルする方法である。冷延前に一定量の固溶炭素ないし微
細炭化物を均一に分散せしめることは、冷延後の加工組
織を改善し、その後の1次再結晶処理によって得られる
1次粒径を小さくすると同時に、数多くのゴス核を鋼板
表面層近(に形成せしめる。その結果最終焼鈍後の2次
粒径として1〜6mmが得られるのである。そのための
好ましい炭化物の分散は冷延前の状態で、0.5μ以下
の微細炭化物が平均間隔0.5μ以下で一様に分布して
いることであるが、そのための条件は炭素量として0.
020〜0.060%含まれること(上限は、これ以上
になると表面層のゴス強度が弱まり、製品の磁束密度低
下を伴うために設けられる)と、Iυ柊冷延前の熱処理
で炭化物の分散を上記したようにコントロールするため
に、850〜1100℃で0.5min以上加熱したあ
との冷却過程で700〜200℃の温度範囲を150℃
/min以上の速さで冷却し、そのあと、55〜85%
の冷間圧延を加えることである。第3図に、Si 3.
10%、 Se O,025%、 sbo、030%を
含有し、さらにCをそれぞれ0.015%。 0.028%および0.035%添加配合した2、4m
m厚の珪素鋼熱延板を1次冷延で0.6鰭に仕上げた後
、中間焼鈍を1000℃で5 lllln間行ない、そ
の後の冷却過程で、700℃〜200℃の範囲の冷却速
度を幾通りか選び次いで2次冷延で0.20m−の製品
厚にした後、脱炭焼鈍と高温仕上焼鈍とによって得られ
た製品の2次粒径と中間焼鈍後の冷却速度との関係につ
いて調べた結果を、2次冷却前の炭素量をパラメータと
して示す。本発明の条件C0,02〜0.06%を満足
するC O,028%、 0.035%の場合に、製品
の平均2次粒径1〜6mmを満たすことがわかる。 製品板厚の薄い材料の2次粒径を方向性をI員うことな
く微細にする第2の方法は、上記した如き最終冷延に先
立つ熱処理に替えて最終冷延時における圧延温度をコン
トロールする方法である。 すなわち冷延途中の鋼板温度が50〜400℃の温度範
囲になるよう冷延前ないし冷延途中に50〜400℃の
温度範囲で予熱ないし中間加熱を施し、55〜85%の
圧下率で0.15〜0.25mに仕上げることが、製品
の2次粒径制御に有効に寄与するのである。第4図はこ
の関係を示すもので、CO,042%。 St 3.30%、 Se O,025%、 Sb O
,040%を含有する熱延板を冷延して得た0、6鰭厚
の冷延板を慣例に従うたとえば1000℃で5min中
間焼鈍を行なった後の2次冷延において種々の条件で予
熱ないし中間加熱を行なって、0.16.0.20.0
.24m■の3種の製品板厚を得、このあと脱炭焼鈍と
高温仕上焼鈍によって得た製品の2次粒径を圧延中の鋼
板温度の最高値に対して示している。本発明の条件にか
なう鋼板温度50〜400℃の範囲で圧延されたものの
2次粒径が微細で鉄損WIT/S。が0.90W/kg
以下であることがわかる。温間圧延を行なうことによっ
て2次粒径が微細になるのは圧延中におこる一種の歪時
効現象によって鋼中の炭素が変形中の転位を固着し、転
位の移動を妨げるため、転位の絡み合いが促進されるこ
とで1次再結晶核発生頻度を高めるとともにゴス粒の2
次再結晶核数を増すことになるためと推察される。した
がって最終冷延前に一定量以上の炭素が含まれているこ
とが重要であり、さらに鋼中の固溶炭素量を増す処置と
して最終冷延前の中間焼鈍後の冷却速度を速める方法と
組合せることは2次粒径の微細化により一層効果的であ
る。 0.15〜0.25mmの薄い製品板厚を有する一方向
性珪素鋼板の2次粒径を方向性を損うことなく微細にす
る手段として以上2つの手段を提案したが、これらはそ
れぞれが独立に効果をもつものであるが、同時にこれら
の2つ以上の手段をそれぞれの手段のうち重複する部分
は重複を避けて組合せることもできる。 (作 用) 次に本発明において、成分組成ならびに処理条件を限定
する理由について説明する。 本発明の適用をうける珪素鋼素材は、公知のいかなる方
法によっても溶製することができるが、成分としてSi
が2.0〜4.0%含有されることが必要である。5i
fiの下限はこれを下廻ると本発明の目的とする低鉄損
材かえられなくなるからで上限は冷延性が悪くなること
から設けた。その他の成分は特に規制しないが前記した
ようにインヒビターとして知られる窒化物、硫化物、セ
レン化物の他に必要に応じ粒界偏析型元素が必要置台ま
れる。 そして製品の鉄損がWl’l/S。0.90W/kg以
下を安定して満たすためには特にSeなしいSのいずれ
か1種ないし2種合計で0.010〜0.035%とさ
らにsb。 As、 Bi、 Snのいずれか1種ないし2種以上の
組合せでo、oio〜O,0ElO%含まれることが有
利である。 上記成分を有する素材すなわちスラブないしインゴット
は公知の方法にしたがって熱間圧延(インゴットの場合
は分塊圧延工程が加わる)され、1.5〜3.0龍厚の
熱延板となる。熱延に際しインヒビターとして含有され
るMnSeないしMnS、その他の窒化物の好ましい分
散を得るためスラブは十分高温、例えば1300℃以上
で加熱される。熱延板の板厚はインヒビターの種類組成
に応じ、必ずしも一定しないが、通常採用される2回冷
延法に対しては2.0〜3 、 O**が好ましく、1
回冷延法を採用する場合1.5〜2.0flと薄目にす
る方が好ましい。 次いで熱延板は1回以上の冷間圧延と必要に応じ850
〜1150℃の温度範囲で、0.5〜15minの中間
焼鈍を施して0.15〜0.25mmの最終製品板厚を
有する冷延板となる。この際、最終冷延前における炭素
量を0.020〜0.060%に調整した上で、該最終
冷延前に行なわれる中間焼鈍の冷却過程において700
〜200℃の温度範囲を150°C/min以上で急冷
し、ついで55〜85%の冷延圧下率で圧延すること、
また同じく炭素量を、0.020〜0.060%に調整
した上で冷延時の鋼板温度が50〜400℃になるよう
冷延前ないし冷延中に50〜400℃の温度範囲で、予
熱または中間加熱を加えること、さらには上記した急冷
処理および予熱または中間加熱処理を併用することが、
方向性を損うことなく平均2次粒径を1〜6mmの範囲
に制御する上で肝要である。 0.15〜0.25tm厚の製品板厚を有する冷延板は
次に780〜880℃で0.5〜151IIin湿水素
中で脱炭焼鈍に供せられ、鋼板の炭素が0.005%以
下に脱炭される。 ここに脱炭焼鈍雰囲気は前記したように脱炭焼鈍後の酸
化量が製品のフォルステライト量に影響することから過
酸化にならないよう雰囲気の酸素ポテンシャルをコント
ロールする必要がある。次いでMgOなどの分離剤を塗
布した12次再結晶と純化のための高温ボックス焼鈍に
供される。純化焼鈍は通常1100℃以上の温度で1時
間以上水素中で行なわれるが、その前に方向性を高める
ための処置として800〜900℃の温度範囲で2次再
結晶を完了させるために、この間の温度に5時間以上保
持するかまたはこの間を15℃711r以下で除熱する
ことは本発明の効果を高める上で有効である。 その後必要に応じて絶縁と張力付加のためのコーティン
グが施され製品となるが、かくして得られた製品は2次
粒径が微細で著しく低い鉄損を有する。 (実施例) 大血五−し G O,050%、Si3.01%、 Mn O,07
8%、 S 0.025%、 Sb O,035%、残
部Peよりなる珪素鋼スラブを1340℃で311r加
熱後、熱間圧延により2.4龍厚の熱延板とした。この
熱延板を950℃で5min加熱した後、冷延して0.
6mの中間厚とし、再度950℃+ 5minの中間
焼鈍を行った。中間焼鈍後の鋼板中C量は0.035%
であり、この後2次冷延を150℃の温間で、かつ圧下
率50〜83%の範囲で行なって0.1〜0.30m厚
さに仕上げた。脱炭焼鈍は800’C+ 5min湿
水素と窒素の混合雰囲気中で行ない、分離剤としてMg
Oを塗布した後、水素中で1200℃。 511rのボックス焼鈍を行った。このときの製品の磁
気特性および製品の2次粒径0.2mm厚の冷延板につ
いては製品のフォルステライIfの影響をみるため脱炭
焼鈍時の窒素配合比を20%から40%まで変え、露点
60℃七行なった。 製品表面の片面当りのフォルステライト量は第2表のと
おりであった。 第2表 0.10 0.8 3.2 1.321.800.
16 5.6 2.8 0.8
8 1.91第2発明0.20 4.8
1.8 0.83 1.92第2発明0
.20 4.8 3.0 0.
86 1.91第2発明0.20 4.7 5.8
0.951.900.24 5.2
3.3 0.87 1.91第2発明0.2
7 7.4 3.2 0.991.910.30
B、2 3.4 1.0? 1.91去1」L」
よ CO,041%、Si3.08%、 Mn O,080
%、 Se0.025%、 Sb O,031%を含有
する2 、 5 amm熟熱延板、950℃で5 mi
n加熱後、1次冷延を70%で行なって0.75md!
の中間厚としたのち、中間焼鈍を1000℃+ 5m
in間八Xガス中で行なった。中間焼鈍後の冷却に当り
、700℃〜200℃の温度範囲を120℃/winで
冷却する場合と400℃/minで冷却する場合の2つ
の条件の下で行った。中間焼鈍後の鋼板中C量は0.0
28〜0.035%の範囲であった。次いで冷間圧延に
よって、0.20m厚に仕上げたが、圧延に際し、30
0℃で3Hrの予熱を加えたものと300℃、3)1r
の予熱の後冷延途中すなわち板厚0.40mmのときに
再度300℃、IHrの中間加熱を行なったもの、およ
び予備加熱、中間加熱なしのものの3条件を比較した。 冷延板は湿水素中で800℃r 5mrnO脱炭焼鈍
を施し、MgOを塗布した後、水素中で1200℃+5
Hrの仕上焼鈍を施し製品を得た。このときの電磁特性
や製品の2次粒径は第3表のとおりであった。 第3表 120 無 6.8 0.
92 1.91120 予熱 5.9
0.90 1.91第2発明400 無
4.8 0.87 1.92 第
1発明400 予熱 3.5 0.8
4 1.91第3発明400 予熱+中間加熱
2.1 0.85 1.90 第3発明
4、図面の簡単な説明 第1図は製品板厚(鶴)と鉄損1,7.。(W/kg)
の関係を製品の平均2次粒径(關)を変数として示す図
、 第2図は製品表面に形成されたフォルステライトの片面
当りの重量(g/m”) と鉄損−1,7,。(W/k
g)の関係の製品板厚による変化を示す図、第3図は最
終冷延前に行なう焼鈍後の冷却過程における700℃か
ら200℃までの冷却速度(”C/l1in)と製品の
平均2次粒径(龍)との関係を最終冷延前のC量(%)
の異なる試料について示す図、第4図は最終冷延時の圧
延中の鋼板温度と製品の平均2次粒径との関係を製品板
厚を変数として示す図である。
関係を製品の平均2次粒径(鶴)を変数として示す図、 第2図は製品表面に形成されたフォルステライトの片面
当りの重量軸/+”)と鉄損WIT/S。(W/kg)
の関係の製品板厚による変化を示す図、第3図は最終冷
延前に行なう焼鈍後の冷却過程における700℃から2
00℃までの冷却速度(1/a+tn)と製品の平均2
次粒径(龍) との関係を最終冷延前のC量(%)の異
なる試料について示す図、第4図は最終冷延時の圧延中
の鋼板温度と製品の平均2次粒径との関係を製品板厚を
変数として示す図である。 第1図 θI4 θ、府θ?2θ26 0.30叛厚(mm
) 7エ11−ズテライトv(97m2) 第3図 中間−j:先−t’==l哉゛O冷去ρ迂度(’C/m
in )第4図 1θθ 2θθ 3θθ 4θO丘右〔中o4ゾ
4」反温度 (’C〕 手 続 補 正 書 昭和61年10月23日 特許庁長官 黒 1) 明 雄 殿1、事件の
表示 昭和61年特許願第202689号 2、発明の名称 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の製造方法3、補正
をする者 事件との関係 特許出願人 (125) 川 崎 製 鉄 株 式
会 社4、代理人 (訂正)明 細 書 1、発明の名称 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板
の製造方法 2、特許請求の範囲 1、 St 2〜4%を含み、かつインヒビターと
してSe、 Sの何れか少なくとも一種0.010〜
0.035%と、Sb、 As、 BiおよびSnのう
ちから選ばれる何れか少なくとも一種o、oto〜0.
080%とを含有する一方向性珪素鋼素材に、熱延つい
で1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施して
厚み0.15〜0.25m■の最終板厚としたのち、脱
炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布してから最終焼
鈍を施して2次再結晶と共に鋼板の表面に片面当り1〜
487m”のフォルステライト皮膜を形成させる一方向
性珪素鋼板の製造方法において、 最終冷延前の鋼板中のCを0.020〜0.060%に
調整した上で、最終冷延前の熱処理として850〜11
00°Cに少なくとも0.5min保持したのち700
〜200℃の温度領域を150℃/min以上の冷却速
度で冷却し、しかるのち最終冷延を圧下率55〜85%
の条件下に行うことにより、2次再結晶後の平均結晶粒
径を1〜5 mmの範囲とすることを特徴とする鉄損の
極めて低い一方向性珪素銅板の製造方法。 ’1.Si 2〜4%を含み、かつインヒビターとし
てSe、 Sの何れか少なくとも一種0.010〜0
.035%と、Sbt As、 BtおよびSnのうち
から選ばれる何れか少な(とも一種0.010〜0.0
80%とを含有する一方向性珪素鋼素材に、熱延ついで
1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施して厚
み0.15〜0.25mfiの最終板厚としたのち、脱
炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布してから最終焼
鈍を施して2次再結晶と共に鋼板の表面に片面当り1〜
4 g/m2のフォルステライト皮膜を形成させる一方
向性珪素鋼板の製造方法において、 最終冷延前の鋼板中のCを0.020〜0.060%に
調整した上で、最終冷延を、圧延温度50〜400℃の
範囲において圧下率55〜85%の条件下に行うことに
より、2次再結晶後の平均結晶粒径を1〜6寵の範囲と
することを特徴とする鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼
板の製造方法。 のち700〜200℃の°−1を150℃/m1n5/
上のr ′束庁で冷 し、しかるの r正3、発明
の詳細な説明 (産業上の利用分野) 本発明は、鋼板の圧延方向に磁化容易軸<100>を有
し、かつ板面に平行に(110)を有する鉄損の極めて
低い一方向性珪素鋼板の製造方法に関するものである。 一方向性珪素鋼板は軟磁性材料として主に変圧器等の電
気機器の鉄心に使用されており、特に近年、電気機器等
の高性能化、小型化、および低騒音化が強く要求され、
さらにエネルギー節約の観点からも一段と優れた電磁特
性を有する電気鉄板が必要とされている。 (従来の技術) 鋼板の電磁特性は鉄損特性と磁化特性の両方で評価され
るのが一般的である。磁化特性(100OA/mの磁場
を加えたときの磁束密度B1゜で代表される)を高める
ことは設計磁束密度を高め機器の小型化に特に有効であ
る。一方鉄損特性(50Hzで17kGまで磁化したと
きの1kg当りの鉄損WI?/S。で代表される)を高
めることは電気機器として使用する際熱エネルギーとし
て失なわれるものを少なくし、消費電力を節約できる点
で有効である。製品の方向性を高めることすなわち製品
結晶粒の<100>軸を高度に圧延方向に揃えることに
より磁化特性のみならず、鉄損特性を高めることができ
るから、近年特にこの面で多大の研究が重ねられ、B、
。が1.907以上の製品が製造されるまでに至ってい
る。 さて周知のように鉄損は大きく分けて履歴撰と渦流損の
二つからなり、これらの損失に影響を与える物理的な要
因としては、まず履歴損に対しては上述の結晶方位の他
に材料の純度や内部歪がある。また渦流損に対しては鋼
板の電気抵抗(例えばSi量)や板厚、磁区の大きさ
(結晶粒度)や鋼板に及ばず張力がある。通常の方向性
珪素鋼では渦流損が全鉄損の374以上を占めるため履
歴損より渦流損を下げる方が全鉄損を下げる上でより効
果的である。このため渦流損を下げる試みがこれまで色
々なされている。その1つとしてSi量を増す方法があ
るが、4.0%近くまで高めると冷延性が著しく損われ
るため、限界があり、あまり実用的とはいえない。鋼板
に張力を付加する方法としては、下地皮膜や上塗コーテ
ィングと地鉄との熱膨張率の違いを利用する方法が知ら
れているが、これも工業的に利用出来るコーティングか
らの張力に限界があり、皮膜の均一性・密着性・外観等
からの制約もあってあまり大きな鉄損低減は期待できな
い。また最近製品板の表面に圧延方向と直角方向にスク
ラッチを入れ磁区微細化によって渦流損を下げる方法が
提案されている。しかしこの方法は製品板の形状、平均
結晶粒径、板厚などで必ずしもその効果が十分に発揮で
きない場合があり、さらに、スクラッチを入れた製品板
に歪取焼鈍を施すと、低下した鉄損が元に戻ってしまう
という致命的な欠陥があるため、あまり実用的でない。 (発明が解決しようとする問題点) 本発明は、上記した従来技術の有する諸問題を有利に解
決するもので、鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板を安
定して得ることができる有利な製造方法を提案すること
を目的とする。 (問題点を解決するための手段) さて発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意研究を重
ねた結果、製品板厚を薄くし、かつ鋼板表面に形成され
るフォルステライト皮膜の厚さを適当な範囲に制御した
上で、製品の結晶粒径を微細化することの3つを組合せ
ることによって極めて低い鉄損が得られることの新規知
見を得た。 すなわち一方向性珪素鋼板において、製品板厚を0.1
5〜0.25mmとし、かつ製品の表面に形成されるフ
ォルステライト皮膜の量を片面当り1〜4g/mlとし
た上で、製品の平均結晶粒径を1〜6鶴とする3つの要
因を同時に満足させることによって、Wl、F/S。が
0.90W/kg以下の優れた鉄損特性をそなえる一方
向性珪素鋼板が安定して得られることが究明されたので
ある。 本発明は、上記の知見に立脚するものである。 すなわち本発明は、Si2〜4%を含み、かつインヒビ
クーとしてSe、 Sの何れか少なくとも一種0.0
10〜0.035%と、sb、^s、 BiおよびSn
のうちから選ばれる何れか少なくとも一種o、oio〜
0.080%とを含有する一方向性珪素鋼素材に、熱延
ついで1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施
して厚み0.15〜0.25+nの最終板厚としたのち
、脱炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布してから最
終焼鈍を施して2次再結晶と共に鋼板の表面に片面当り
1〜4 g/m”のフォルステライト皮膜を形成させる
一方向性珪素鋼板の製造方法において、最終冷延前の鋼
板中のCを0.020−0.060%に調整した上で、
最終冷延前の熱処理として850〜1100℃に少なく
とも0.5min保持したのち700〜200℃の温度
領域を150℃/min以上の冷却速度で冷却し、しか
るのち最終冷延を圧下率55〜85%の条件下に行うこ
とにより、2次再結晶後の平均結晶粒径を1〜6flの
範囲とすることを特徴とする鉄損の極めて低い一方向性
珪素鋼板の製造方法(第1発明)である。 また本発明は、Si2〜4%を含み、かつインヒビター
としてSe、 Sの何れか少なくとも一種0.010
〜0.035%と、Sb、 As、 BiおよびSnの
うちから選ばれる何れか少な(とも一種0.010〜0
.080%とを含有する一方向性珪素鋼素材に、熱延つ
いで1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施し
て厚み0.15〜0.25mmの最終板厚としたのち、
脱炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布してから最終
焼鈍を施して2次再結晶と共に鋼板の表面に片面当り1
〜4 g/m”のフォルステライト皮膜を形成させる一
方向性珪素鋼板の製造方法において、最終冷延前の鋼板
中のCを0.020〜0.060%に調整した上で、最
終冷延を、圧延温度50〜400℃の範囲において圧下
率55〜85%の条件下に行うことにより、2次再結晶
後の平均結晶粒径を1〜6mmの範囲とすることを特徴
とする鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の製造方法(
第2発明)である。 さらに本発明は、Si2〜4%を含み、かつインヒビタ
ーとしてSe、 Sの何れか少なくとも一種0.01
0〜0.035%と、Sb、 As、 BEおよびSn
のうちから選ばれる何れか少なくとも一種0.010〜
0.080%とを含有する一方向性珪素鋼素材に、熱延
ついで1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施
して厚み0.15〜0.25wの最終板厚としたのち、
脱炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布してから最終
焼鈍を施して2次再結晶と共に鋼板の表面に片面当り1
〜4 g/m”のフォルステライト皮膜を形成させる一
方向性珪素鋼板の製造方法において、最終冷延前の鋼板
中のCを0.020〜0.060%に調整した上で、最
終冷延前の熱処理として850〜1100°Cに少なく
とも0.5min保持したのち700〜200’Cの温
度領域を150℃/min以上の冷却速度で冷却し、し
かるのち最終冷延を、圧延温度50〜400℃の範囲に
おいて圧下率55〜85%の条件下に行うことにより、
2次再結晶後の平均結晶粒径を1〜6I−の範囲とする
ことを特徴とする鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の
製造方法(第3発明)である。 以下本発明を具体的に説明する。 まず本発明の解明経緯について説明する。 一般に方向性珪素鋼板の製品板厚を化学研磨や機械研磨
等の方法で薄くしていくと渦流損は減少することが知ら
れている。しかしながら逆に履歴損は板厚の薄化にとも
なって増加する。履歴損の増加は板厚が比較的厚目の間
は緩慢であるが薄(なるに従って急激に増加し、トータ
ル鉄損が最低になる製品の板厚は0.15〜0.25n
の間に存在する。 しかしながら単に板厚を薄くしただけでは本発明の目的
であるLt/s。0.90W/kg以下の製品は得られ
ない。特に、冷延と焼鈍を繰返し最後に高温焼鈍を加え
ることによって、得られる鋼板表面にフォルステライト
皮膜を有する通常の製法によって上記製品板厚の薄いも
のをつくる場合、方向性が若干損われるために、0.9
0W/kg以下の超低鉄損を得ることはより一層むづか
しかった。 粒径と鉄損の関係については製品の粒径が小さくなると
一般に鉄損が低下することが知られている。例えば、M
、F、 Littnan (J、 Appl、 Phy
s。 1967、38.1104)によると鉄損の最低値は粒
径0.5鰭付近にあり、製品板厚が0.1mの場合の鉄
損最低値はW+ s/bo テ0.451tJ/ l
bで、WIT/Soに換算すると大体0.96W/kg
であることが示されている。 しかしながらこれ以上粒径を小さくしても方向性が損わ
れるため、これまでの技術では本発明で目的とするー、
、7.。0.90W/kg以下の低鉄損材の製造は不可
能であった。 鋼板表面に形成されるフォルステライト皮膜の量と鉄損
の関係については、製品板厚が0.21+n以上の従来
の製品ではあまり明瞭な相関はなかった。 しかし製品板厚が0.15〜0.25mmと薄い場合に
はこの量を板厚に応じて適当量にコントロールすること
が重要であり、その量は片面当り1〜4g/m”の範囲
であることを突き止めた。製品板厚が薄い場合にフォル
ステライト皮膜が厚すぎることによって鉄損が劣化する
のは、全重量に占めるフォルステライト皮膜重量が増す
ことによるだけでなく、4g/m”よりも多くなると皮
膜と地鉄界面との平滑性が損われるとともに界面近傍に
残留する歪の影響が特に大きくなり鉄損を劣化せしめる
がらである。なおフォルステライト量の下限を1 g/
1m”としている理由は表面の絶縁性を維持するためで
あり、良質の上塗コーティングを得るためにも下限を1
g / m 2に規制する必要がある。 製品表面のフォルステライト量をコントロールする方法
としては、脱炭焼鈍時の雰囲気、分離剤として塗布され
る?IgOの量と性質、ボックス焼鈍雰囲気の、3つが
関連する。脱炭焼鈍時の雰囲気は通常水素ないし水素と
窒素の混合ガス中で行なわれるが、このときの混合比お
よび雰囲気露点を正しく制御し、必要以上に過酸化にな
らないようにすることが必要となる。またMgOの性質
の中では鋼板の酸化量に影響するMgOの水和量が特に
重要で、フォルステライト量を4 g/m2以下にする
ためには水和量のできるだけ低いものを使用する必要が
あり、例えば20℃、30分間の水和試験では水和量が
5%以下のものを使用することが望ましい。 製品表面のフォルステライト量のコントロールは、脱炭
焼鈍後の表層酸化量と塗布される11goの量や水和量
で制御することが最も容易であることがら、最終高温B
ox焼鈍の雰囲気は出来る限り低酸化にし、焼鈍中の追
加酸化を防止することが必要である。 このように本発明者らは、製品板厚を0.15〜0.2
5mmに薄くすると同時に鋼板表面のフォルステライト
皮膜の目付量を片面当り1〜4 g/m”にコントロー
ルした上で、以下述べるとおり平均粒径を1〜6mmの
範囲に制御することにより初めてWl’l/S。0.9
0W/kg以下の低鉄損方向性珪素鋼板の工業的規模で
の安定した製造を実現したのである。 第1図はこれを説明するもので、種々の平均2次粒径を
有する3、10%Si含有方向性珪素鋼板の製品板厚と
鉄tMW+tzs。の関係を示したものである。 製品はいずれも表面に片面当り2〜3g/m”のフォル
ステライト皮膜を有し、磁束密度BI0は1.89〜1
.93Tであった。製品の平均結晶粒径によって最低値
を示す板厚は幾分変化するけれども、平均粒径が1〜6
mmの範囲でWIT/S。が0.90W/kg以下の低
鉄損を示すことが明らかである。 第2図は3.02%Si含有方向性珪素鋼板の表面のフ
ォルステライト量と鉄損の関係を製品板厚の異なるもの
について示している。製品厚が薄いときフォルステライ
ト目付量を片面当り1〜4g/m”にすることが低鉄損
材を得る上で必要であることがわかる。 次に本発明に従う超低鉄損方向性珪素鋼板の具体的な製
造条件について説明する。 先ず成分元素として方向性珪素鋼素材は最終高温焼鈍工
程において不都合な結晶粒の成長を抑制しゴス方位の2
次再結晶を可能ならしめるためインヒビターとよばれる
微細な析出分散相、例えばMnS、 MnSe、 A
I N、 BN、 VNや粒界偏析型元素として知られ
るSb、 As+ Bt+ Sn等が含まれている。こ
れらのなかから選ばれるいずれか1種ないし2種以上を
必要量含有する珪素鋼素材を用い製品の板厚と2次粒径
を本発明の範囲にコントロールすることによって、WI
?/l。が0.90W/kg以下の超低鉄損方向性珪素
鋼をつくることができる。 本発明者らは種々のインヒビター組成をもつ50kg真
空溶解鋼塊(Si 2.90〜3.35%、CQ、03
0〜0、048%、Mn 0.045〜0.080%)
を用い冷延2同法工程によって0.15〜0.25m厚
の製品をつくり、このとき本発明で自相した特性を満足
する製品を得るための工程条件を調べる目的で最終冷延
圧下率を55〜85%の範囲内で変更し、さらに脱炭焼
鈍時の昇温速度の変更を組合せ同一組成の素材について
各10種の工程条件を変更して特性の安定性を比較した
。 その結果、インヒビターとしてSeおよびSのうち少な
くともいずれか一種を0.010〜0.035%と、S
b、 Bi、 AsおよびSnのうち一種または二種合
計で0.010〜0.080%とを複合含有させること
が、鉄損の低い製品を安定して得る上で、とりわけ有効
であることを突き止めたのである。 得られた実験データーの一部を第1表に示す。 第1表は各インヒビター組成に対して得られた鉄損の最
低値、平均値およびいくかっの工程条件に対してWIT
/S。が0.90W/kg以下を満足するものの合格率
等をまとめたものである。 ここに合格率とは、粒径が1〜6mmを満足し、従って
この発明鋼板において不可欠とする、板厚。 粒径およびフォルステライト皮膜量の3要件を満たし、
ひいてはこの発明で目標とする1、7.。が0.90W
/kg以下の低鉄損値が得られた製品の全製品(各使用
インヒビター毎)に対する比率である。 同表より明らかなように、この発明で所期した3要件を
満足し、1フ/、。≦0.90W/kgの低鉄損を得る
には、インヒビクーとしてはMnS系およびMnSe系
が最適である。しかしながらかがるMnS系やMnSe
系にAtN系を少量添加配合したもの、あるいはMnS
eのみをインヒビターとして使用した場合であっても、
合格率は低いものの上記3要件を満足し、ひいては所定
の鉄損特性を呈する製品が得られている。 SeやSをSb、 As+ Bi、 Sn等と共存させ
てすぐれた磁気特性を有する方向性珪素鋼板を製造する
方法に関しては特公昭50−29496号や特公昭54
−32412号各公報和合いてすでに知られている。た
だし、これらは、いずれも0.30mmないし0.35
mの板厚を有する製品に対するものであり、製品の鉄損
水準もW+?15゜が1.OW/kg以上のものについ
ての製法を示したものであった。この場合SeやS量に
対しては多くの場合それぞれ単独もしくは両者の和とし
て 0.005〜0.1%であり、またSb、 As+
Bi、 Sn等に関してもこれらの1種ないし2種以
上の含有量として0.015〜0.40%の広い成分範
囲が許された。 これに対して本発明では成品板厚を0.15〜o、25
削、フォルステライト皮膜の目付量を片面当り1〜4
g/m”とし、さらに平均粒径を1〜6Ijにすること
によってWI?/S。0.90W/kg以下を満たすの
が特徴であり、そのためにはこれらインヒビターの成分
範囲は従来の方法より更に狭い範囲に規制されなければ
ならない。 しかしながらインヒビターの成分と含有量だけでは必ず
しも所期した特性値のものが得られるわけではなく、珪
素鋼板の製造条件について種々の配慮が必要である。本
発明者らは種々の方法を試みた結果以下に記すいくつか
の有効な方法を見出した。 その一つは最終冷延前の鋼板中のCの分散をコントロー
ルする方法である。冷延前に一定量の固溶炭素ないし微
細炭化物を均一に分散せしめることは、冷延後の加工組
織を改善し、その後の1次再結晶処理によって得られる
1次粒径を小さくすると同時に、数多くのゴス核を鋼板
表面層近(に形成せしめる。その結果最終焼鈍後の2次
粒径として1〜6mmが得られるのである。そのための
好ましい炭化物の分散は冷延前の状態で、0.5μ以下
の微細炭化物が平均間隔0.5μ以下で一様に分布して
いることであるが、そのための条件は炭素量として0.
020〜0.060%含まれること(上限は、これ以上
になると表面層のゴス強度が弱まり、製品の磁束密度低
下を伴うために設けられる)と、Iυ柊冷延前の熱処理
で炭化物の分散を上記したようにコントロールするため
に、850〜1100℃で0.5min以上加熱したあ
との冷却過程で700〜200℃の温度範囲を150℃
/min以上の速さで冷却し、そのあと、55〜85%
の冷間圧延を加えることである。第3図に、Si 3.
10%、 Se O,025%、 sbo、030%を
含有し、さらにCをそれぞれ0.015%。 0.028%および0.035%添加配合した2、4m
m厚の珪素鋼熱延板を1次冷延で0.6鰭に仕上げた後
、中間焼鈍を1000℃で5 lllln間行ない、そ
の後の冷却過程で、700℃〜200℃の範囲の冷却速
度を幾通りか選び次いで2次冷延で0.20m−の製品
厚にした後、脱炭焼鈍と高温仕上焼鈍とによって得られ
た製品の2次粒径と中間焼鈍後の冷却速度との関係につ
いて調べた結果を、2次冷却前の炭素量をパラメータと
して示す。本発明の条件C0,02〜0.06%を満足
するC O,028%、 0.035%の場合に、製品
の平均2次粒径1〜6mmを満たすことがわかる。 製品板厚の薄い材料の2次粒径を方向性をI員うことな
く微細にする第2の方法は、上記した如き最終冷延に先
立つ熱処理に替えて最終冷延時における圧延温度をコン
トロールする方法である。 すなわち冷延途中の鋼板温度が50〜400℃の温度範
囲になるよう冷延前ないし冷延途中に50〜400℃の
温度範囲で予熱ないし中間加熱を施し、55〜85%の
圧下率で0.15〜0.25mに仕上げることが、製品
の2次粒径制御に有効に寄与するのである。第4図はこ
の関係を示すもので、CO,042%。 St 3.30%、 Se O,025%、 Sb O
,040%を含有する熱延板を冷延して得た0、6鰭厚
の冷延板を慣例に従うたとえば1000℃で5min中
間焼鈍を行なった後の2次冷延において種々の条件で予
熱ないし中間加熱を行なって、0.16.0.20.0
.24m■の3種の製品板厚を得、このあと脱炭焼鈍と
高温仕上焼鈍によって得た製品の2次粒径を圧延中の鋼
板温度の最高値に対して示している。本発明の条件にか
なう鋼板温度50〜400℃の範囲で圧延されたものの
2次粒径が微細で鉄損WIT/S。が0.90W/kg
以下であることがわかる。温間圧延を行なうことによっ
て2次粒径が微細になるのは圧延中におこる一種の歪時
効現象によって鋼中の炭素が変形中の転位を固着し、転
位の移動を妨げるため、転位の絡み合いが促進されるこ
とで1次再結晶核発生頻度を高めるとともにゴス粒の2
次再結晶核数を増すことになるためと推察される。した
がって最終冷延前に一定量以上の炭素が含まれているこ
とが重要であり、さらに鋼中の固溶炭素量を増す処置と
して最終冷延前の中間焼鈍後の冷却速度を速める方法と
組合せることは2次粒径の微細化により一層効果的であ
る。 0.15〜0.25mmの薄い製品板厚を有する一方向
性珪素鋼板の2次粒径を方向性を損うことなく微細にす
る手段として以上2つの手段を提案したが、これらはそ
れぞれが独立に効果をもつものであるが、同時にこれら
の2つ以上の手段をそれぞれの手段のうち重複する部分
は重複を避けて組合せることもできる。 (作 用) 次に本発明において、成分組成ならびに処理条件を限定
する理由について説明する。 本発明の適用をうける珪素鋼素材は、公知のいかなる方
法によっても溶製することができるが、成分としてSi
が2.0〜4.0%含有されることが必要である。5i
fiの下限はこれを下廻ると本発明の目的とする低鉄損
材かえられなくなるからで上限は冷延性が悪くなること
から設けた。その他の成分は特に規制しないが前記した
ようにインヒビターとして知られる窒化物、硫化物、セ
レン化物の他に必要に応じ粒界偏析型元素が必要置台ま
れる。 そして製品の鉄損がWl’l/S。0.90W/kg以
下を安定して満たすためには特にSeなしいSのいずれ
か1種ないし2種合計で0.010〜0.035%とさ
らにsb。 As、 Bi、 Snのいずれか1種ないし2種以上の
組合せでo、oio〜O,0ElO%含まれることが有
利である。 上記成分を有する素材すなわちスラブないしインゴット
は公知の方法にしたがって熱間圧延(インゴットの場合
は分塊圧延工程が加わる)され、1.5〜3.0龍厚の
熱延板となる。熱延に際しインヒビターとして含有され
るMnSeないしMnS、その他の窒化物の好ましい分
散を得るためスラブは十分高温、例えば1300℃以上
で加熱される。熱延板の板厚はインヒビターの種類組成
に応じ、必ずしも一定しないが、通常採用される2回冷
延法に対しては2.0〜3 、 O**が好ましく、1
回冷延法を採用する場合1.5〜2.0flと薄目にす
る方が好ましい。 次いで熱延板は1回以上の冷間圧延と必要に応じ850
〜1150℃の温度範囲で、0.5〜15minの中間
焼鈍を施して0.15〜0.25mmの最終製品板厚を
有する冷延板となる。この際、最終冷延前における炭素
量を0.020〜0.060%に調整した上で、該最終
冷延前に行なわれる中間焼鈍の冷却過程において700
〜200℃の温度範囲を150°C/min以上で急冷
し、ついで55〜85%の冷延圧下率で圧延すること、
また同じく炭素量を、0.020〜0.060%に調整
した上で冷延時の鋼板温度が50〜400℃になるよう
冷延前ないし冷延中に50〜400℃の温度範囲で、予
熱または中間加熱を加えること、さらには上記した急冷
処理および予熱または中間加熱処理を併用することが、
方向性を損うことなく平均2次粒径を1〜6mmの範囲
に制御する上で肝要である。 0.15〜0.25tm厚の製品板厚を有する冷延板は
次に780〜880℃で0.5〜151IIin湿水素
中で脱炭焼鈍に供せられ、鋼板の炭素が0.005%以
下に脱炭される。 ここに脱炭焼鈍雰囲気は前記したように脱炭焼鈍後の酸
化量が製品のフォルステライト量に影響することから過
酸化にならないよう雰囲気の酸素ポテンシャルをコント
ロールする必要がある。次いでMgOなどの分離剤を塗
布した12次再結晶と純化のための高温ボックス焼鈍に
供される。純化焼鈍は通常1100℃以上の温度で1時
間以上水素中で行なわれるが、その前に方向性を高める
ための処置として800〜900℃の温度範囲で2次再
結晶を完了させるために、この間の温度に5時間以上保
持するかまたはこの間を15℃711r以下で除熱する
ことは本発明の効果を高める上で有効である。 その後必要に応じて絶縁と張力付加のためのコーティン
グが施され製品となるが、かくして得られた製品は2次
粒径が微細で著しく低い鉄損を有する。 (実施例) 大血五−し G O,050%、Si3.01%、 Mn O,07
8%、 S 0.025%、 Sb O,035%、残
部Peよりなる珪素鋼スラブを1340℃で311r加
熱後、熱間圧延により2.4龍厚の熱延板とした。この
熱延板を950℃で5min加熱した後、冷延して0.
6mの中間厚とし、再度950℃+ 5minの中間
焼鈍を行った。中間焼鈍後の鋼板中C量は0.035%
であり、この後2次冷延を150℃の温間で、かつ圧下
率50〜83%の範囲で行なって0.1〜0.30m厚
さに仕上げた。脱炭焼鈍は800’C+ 5min湿
水素と窒素の混合雰囲気中で行ない、分離剤としてMg
Oを塗布した後、水素中で1200℃。 511rのボックス焼鈍を行った。このときの製品の磁
気特性および製品の2次粒径0.2mm厚の冷延板につ
いては製品のフォルステライIfの影響をみるため脱炭
焼鈍時の窒素配合比を20%から40%まで変え、露点
60℃七行なった。 製品表面の片面当りのフォルステライト量は第2表のと
おりであった。 第2表 0.10 0.8 3.2 1.321.800.
16 5.6 2.8 0.8
8 1.91第2発明0.20 4.8
1.8 0.83 1.92第2発明0
.20 4.8 3.0 0.
86 1.91第2発明0.20 4.7 5.8
0.951.900.24 5.2
3.3 0.87 1.91第2発明0.2
7 7.4 3.2 0.991.910.30
B、2 3.4 1.0? 1.91去1」L」
よ CO,041%、Si3.08%、 Mn O,080
%、 Se0.025%、 Sb O,031%を含有
する2 、 5 amm熟熱延板、950℃で5 mi
n加熱後、1次冷延を70%で行なって0.75md!
の中間厚としたのち、中間焼鈍を1000℃+ 5m
in間八Xガス中で行なった。中間焼鈍後の冷却に当り
、700℃〜200℃の温度範囲を120℃/winで
冷却する場合と400℃/minで冷却する場合の2つ
の条件の下で行った。中間焼鈍後の鋼板中C量は0.0
28〜0.035%の範囲であった。次いで冷間圧延に
よって、0.20m厚に仕上げたが、圧延に際し、30
0℃で3Hrの予熱を加えたものと300℃、3)1r
の予熱の後冷延途中すなわち板厚0.40mmのときに
再度300℃、IHrの中間加熱を行なったもの、およ
び予備加熱、中間加熱なしのものの3条件を比較した。 冷延板は湿水素中で800℃r 5mrnO脱炭焼鈍
を施し、MgOを塗布した後、水素中で1200℃+5
Hrの仕上焼鈍を施し製品を得た。このときの電磁特性
や製品の2次粒径は第3表のとおりであった。 第3表 120 無 6.8 0.
92 1.91120 予熱 5.9
0.90 1.91第2発明400 無
4.8 0.87 1.92 第
1発明400 予熱 3.5 0.8
4 1.91第3発明400 予熱+中間加熱
2.1 0.85 1.90 第3発明
4、図面の簡単な説明 第1図は製品板厚(鶴)と鉄損1,7.。(W/kg)
の関係を製品の平均2次粒径(關)を変数として示す図
、 第2図は製品表面に形成されたフォルステライトの片面
当りの重量(g/m”) と鉄損−1,7,。(W/k
g)の関係の製品板厚による変化を示す図、第3図は最
終冷延前に行なう焼鈍後の冷却過程における700℃か
ら200℃までの冷却速度(”C/l1in)と製品の
平均2次粒径(龍)との関係を最終冷延前のC量(%)
の異なる試料について示す図、第4図は最終冷延時の圧
延中の鋼板温度と製品の平均2次粒径との関係を製品板
厚を変数として示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、Si2〜4%を含み、かつインヒビターとしてSe
、Sの何れか少なくとも一種0.010〜0.035%
と、Sb、As、BiおよびSnのうちから選ばれる何
れか少なくとも一種0.010〜0.080%とを含有
する一方向性珪素鋼素材に、熱延ついで1回もしくは中
間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施して厚み0.15〜0
.25mmの最終板厚としたのち、脱炭焼鈍を施し、さ
らに焼鈍分離剤を塗布してから最終焼鈍を施して2次再
結晶と共に鋼板の表面に片面当り1〜4g/m^2のフ
ォルステライト皮膜を形成させる一方向性珪素鋼板の製
造方法において、 最終冷延前の鋼板中のCを0.020〜0.060%に
調整した上で、最終冷延前の熱処理として850〜11
00℃に少なくとも0.5min保持したのち700〜
200℃の温度領域を150℃/min以上の冷却速度
で冷却し、しかるのち最終冷延を圧下率55〜85%の
条件下に行うことにより、2次再結晶後の平均結晶粒径
を1〜6mmの範囲とすることを特徴とする鉄損の極め
て低い一方向性珪素鋼板の製造方法。 2、Si2〜4%を含み、かつインヒビターとしてSe
、Sの何れか少なくとも一種0.010〜0.035%
と、Sb、As、BiおよびSnのうちから選ばれる何
れか少なくとも一種0.010〜0.080%とを含有
する一方向性珪素鋼素材に、熱延ついで1回もしくは中
間焼鈍を挟む2回以上の冷延を施して厚み0.15〜0
.25mmの最終板厚としたのち、脱炭焼鈍を施し、さ
らに焼鈍分離剤を塗布してから最終焼鈍を施して2次再
結晶と共に鋼板の表面に片面当り1〜4g/m^2のフ
ォルステライト皮膜を形成させる一方向性珪素鋼板の製
造方法において、 最終冷延前の鋼板中のCを0.020〜0.060%に
調整した上で、最終冷延を、圧延温度50〜400℃の
範囲において圧下率55〜85%の条件下に行うことに
より、2次再結晶後の平均結晶粒径を1〜6mmの範囲
とすることを特徴とする鉄損の極めて低い一方向性珪素
鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20268986A JPS62167820A (ja) | 1986-08-30 | 1986-08-30 | 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20268986A JPS62167820A (ja) | 1986-08-30 | 1986-08-30 | 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP55116927A Division JPS5920745B2 (ja) | 1980-08-27 | 1980-08-27 | 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62167820A true JPS62167820A (ja) | 1987-07-24 |
JPH0258324B2 JPH0258324B2 (ja) | 1990-12-07 |
Family
ID=16461524
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP20268986A Granted JPS62167820A (ja) | 1986-08-30 | 1986-08-30 | 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62167820A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0452122A2 (en) * | 1990-04-13 | 1991-10-16 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing grain oriented silicon steel sheets having less iron loss |
-
1986
- 1986-08-30 JP JP20268986A patent/JPS62167820A/ja active Granted
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0452122A2 (en) * | 1990-04-13 | 1991-10-16 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing grain oriented silicon steel sheets having less iron loss |
US5306353A (en) * | 1990-04-13 | 1994-04-26 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing grain oriented silicon steel sheets having less iron loss |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0258324B2 (ja) | 1990-12-07 |
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