JPH0310020A - 磁気特性及び表面性状の優れた方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明は、圧延方向に優れた電（ｆｉ特性を（Ｖ４’る
ー・方向性珪素鋼板の製造方法に関するものである。

〈従来の技術〉 方向性珪素鋼板は周知のごとく変圧器その他の電気機器
の鉄心材料として使用され、板面に（１１０）面、圧延
方向に＜００１＞軸が揃った２次再結晶粒によっ゛ζ構
成されている。このようなれ＋１重み値の２次再結晶粒
を発達さ−ｌるためにはインヒビターとよばれる微細な
ＭｎＳ、　ＭｎＳｃ、　ＡＩＮ等の析出物を鋼中に分散
させ、高温仕１：ｖｔ、鈍中に他の方位の結晶粒の成長
を効果的に作詞することが必要である。そのためのイン
ヒビター分散形態のコンＩ・ロールは熱間圧延に先立つ
スラブ加熱中にこれら析出物を一旦固溶させ、この後適
当な冷却パターンの熱間圧延を施すことにより行われる
。

ごごで、熱間圧延の役割はスラブ鋳造組繊を再結晶によ
り、微細化し２次再結晶に最適な集合組織を得ることを
目的としている。従来の技術はインヒビクー固溶あるい
は組織微細化を個々に達成しようとするもので、それに
関する特許はこれまでに多数公開されている。

例えば、インヒビター固溶に関しては特開昭６３１０９
１１号公報にて開示されているように、スラブ表面温度
が１４２０〜１４９５°Ｃの温度域に５〜６０分保持す
るに際し、１３２０’Ｃ以上において、１４２０〜！４
９５°Ｃの温度に達するまで８°Ｃ／分以上のＩｌ′温
速変速度温することにより、表面欠陥が少なく特性良好
な一方向性珪素鋼板が得られるとしている。この方法に
より鏡かにインヒビターの完全固溶は達成でき、原理的
にはスラブ表面粒の粗大化も抑制され表面性状も改善で
きるが、しかしスラブのような重量物に対して均一にこ
のような条件を達成することは実際には困難であり、特
にスラブ全長にわたって結晶粒粗大化を完全に抑制する
ことは不可能で、＆１ＩＶｓの均一性を保証するために
は熱間圧延時に何らかの結晶粒微細化の処置を加えるこ
とが必要である。

一方、組Ｉａ微細化に関し°ζは、例えば特開昭５４−
１２０２１４号公報で開示されたｌｌ９０〜９６０°Ｃ
での再結晶高圧下圧延による方法、特開昭５５−１１９
１２Ｇ号公報で開示された１２３０〜９６０　’Ｃで、
Ｔ相を３％以上含んだ状態での３０％以上の高圧下圧延
による方法、特開昭５７−１１６１４号公報で開示され
た粗圧延開始温度を１２５０’Ｃ以下にする方法、特開
昭５９−９３８２８号公報で開示された１０５０〜１２
００’ｃで歪速度１５ｓ−’以下、圧下率を！５％／パ
ス以上とする方法などが既に知られ°ζいる。これらは
いずれもＩ２００°Ｃ付近の温度域で、高圧下圧延を行
って、組織微細化をはかるという点で共通している。ず
なわら、これらはいり“れも［鉄と鋼Ｊ　６７　（１９
８１）　Ｓ　１２００に発表されζいる再結晶限界に関
する知見あるいはそれと同一の技術思想に基づいている
。第６図はこの知見を示すものである。この図の示すと
ごろは高温での圧延は再結晶には全く寄Ｌｊせず、低温
での再結晶域での大きな歪付加のみが再結晶に寄与する
という点である。すなわち高温加熱したスラブでも再結
晶による組織＠細化を狙うためには１２５０°Ｃ以下に
冷却後圧延することが必須であることを示している。こ
れらの技術ではいずれの場合も加熱に関しては、１２５
０°Ｃ以上としており上限は特に規定していない、長時
間炉内に保持することにより、インヒビクーを固溶して
、スラブ粒成長はある程度容認し、熱間圧延により精微
細化するという点が共通している。

しかしこれらの技術の実際を考えた場合、インヒビター
を完全固溶させるためにスラブを高温加熱するとホット
ストリップミル上に、冷却装置が必要であり、また低温
熱延のためにミルパワーが余計に必要となるなど、省エ
ネ、高生産性を目的とする、ホットストリップミルの思
想とも矛盾する。また低温圧延の効果に関しても必ずし
も明確でなかった。

つまり、これらの方法を実工程に適用するにはその効果
が小さいねりには余りにも問題が多かった。

〈発明が解決しようとする課題〉 よって本発明の目的はホットストりンプミルの量産性と
い・うメリットを最大限に生かし、かつ、インヒビター
完全固溶及び表面性状改作に有利な高温加熱を適用した
条件下でも、完全微細均一な組機を確実に得゛ζ、均一
で優れた磁気特性及び表面性状を有する方向性珪素鋼板
の製造方法を提案するものである。

く課題を解決するための手段〉 本発明は、垂計％で、ｃ　：　ｏ、ｏｔ〜０．０８％、
Ｓｌ：２．５〜４．０％、　Ｍｎ　：　０．０３〜０．
１０％を含み、さらにＳ、Ｓｅ及び八！の１種以上をｏ
、ｏｔ　〜ｏ、ｏ６％含有づ゛る珪素鋼スラブを加熱後
、粗圧延に引き続き熱間仕上圧延し、次いで１回ないし
中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延により最終板厚とし、脱
炭焼鈍ののち最終仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方
向性珪素鋼板の製造方法におい°ζ、該粗圧延１パスめ
の圧延温度Ｔｌ（”Ｃ）を１２８０℃以上とし、かつ圧
下率Ｒ１（％）を ６０≧Ｒ１（％）≧−０，５ＴＩ＋６７０とし、次いで
次バスまでに３０秒以上保持し、さらに該↑１．１圧延
最終パスにおける圧延温度Ｔｔ（’ｃ）を１２００°Ｃ
以上とし、かつ圧下率ＩＺ２（％）を７０≧Ｒ２（％）
≧−０．ＩＴ！＋１６５とすることを特徴とする特許 優れた方向性珪素鋼板の製造方法である６く作　用〉 本発明者らは高温域での再結晶挙動について多くの研究
を行った結果、従来は雷同１ν域であるとして、全く興
味の対象とされなかった高温域でも、歪里が十分大きけ
れば再結晶がｌ−分に進行することを新たに見出した．
この点についてはこれ：ｒで全く報告はない．というの
は工業的には高温加熱がｕｌ常にデにしかったこと、そ
して実験室的に検討する場合でも、高温圧延するには高
温加熱する必要があるがスケール生成や実験炉の補修な
との問題があり非常な困難があったからである．また廿
通鋼については多数実験報告があるが、１２００’ｃ以
［一の高温域は動的復旧ｊｌ域であり回復または動的再
結晶が主であるとされ、それ以上の検討が十分なされて
いなかった．特に方向性珪素鋼の場合３％程度のＳｉを
含むのでほとんどがα相であり、α相は回復しゃずいと
されているので動的再結晶は起こらないであろうという
ことで全く興味の対象とされていなかった。

しかし本発明−バらはこの通説に疑問をもら超高温加熱
が可能なスリ・−ルの影響の少ない高温炉を開発し、実
験を行い前述のような結果を初めて見出したのである。

次に本発明に至った実験について説明ずる。重用％で、
Ｃ　：　０．０．１％，　Ｓｉ　：３．３Ｇ％，　Ｍｎ
　：　０．０５％Ｓａ　：　　０．０２２％を含み残部
実質的にＦｅからなる珪素鋼スラブをｌ３５０゜Ｃで３
０分間加熱し、所定の温１１になったときに１パス圧延
してその後水冷し断面組織を観察し再結晶率を測定した
．圧延温度及び圧下率をいろいろ変更した．こうして得
られた結果を第１図に示す。

従来の知見では全く再結晶しないとされていた高温域−
例えばｌ３５０゜Ｃでも、３０％以上の圧下率があれば
再結晶が進むことが見出された．しかも圧延後３０秒以
上、より好ましくは６０秒間以上等温保持することによ
り、さらに再結晶完了域が拡張づるごとも確認されたや
ごの現象は次のように理解される．まづ゛圧延後の未再
結晶粒内にはｔＩｌいネッＩ・ノーク状の転位組織で構
成されるザブブレ・ｒンが形成されているのが観察され
た。したがって、回復は圧延後のかなり速い時点で終了
していると１１［定される。しかも結晶粒間でこのネノ
ト▼ノークＱ）ｉｌｌさＪなわら転位密度が異なる。ぞ
ごＣこの転位南瓜の差が再結晶の駆動力となると考えら
れる。

高温では↑ｑ界が熱活性化されてｆ＞動Ｖ＋ｆ能となり
、その移動した粒界がある程度以」二の曲率をノ）つと
そ４Ｉ，は１■ｉ結晶核となりｉ″′ｆる。ごうし７た
現象が起こり、ＵＬ来は動的再結晶を起ごずほど歪はた
まらないとされた高温域でも実は再結晶が可能であるこ
とを確認した。ただしこのｉｌｉ結晶挙動は上述したよ
）に未再結晶域の転ＩＩγ密度が低いためその成長の駆
動力はｊｌ常に小さい．しかし粒界の易動度が非常に大
きいとき、すなわち温度が高いとき（１２８０゜（：以
１−）には時間がある程度かかるが十分ｖト結晶１１能
となるのである。

この現象は従来のよく知られている静的再結晶とは様子
がかなり異なる。

ごこまで述べた点は３％Ｓｉ鋼で１３００℃以」二の温
度域圧延の場合、ずなわらα相単相の状態での再結晶機
構であり、今回はじめて明らかになった点である．これ
に対して、３％珪素鋼で従来知られていた第６図に示す
再結晶限界曲線を与えるのは硬質のγ相が析出しその近
傍のみで再結晶が促進された場合である．つまり従来は
圧延実験でデータをだしてはいるが、その圧延前の熱処
理方法が省略され過ぎていたため、本発明の基となった
実験結果とは異なった結果が得られたものと占えられる
．すなわち高温で熔体化処理したサンプルを室温まで一
度冷却してから再加熱し゜ζ所定の圧延温度として圧延
に供していたのである．この場合ｔＪＩＨＮ中には必ず
γ相が一部生成する．γ相はα粒の粒界付近に優先的に
生成し、そこでは再結晶が容易に進行する．しかしこの
場合でも、元の粒径がスラブ鋳造粒のように粗大な場合
には再結晶は完了しがたく、旧誼中心部にはどうしても
未再結高部が残りやすい、またγ相分率とその分１１に
は温度のみならず、Ｃ，５ｔｆｆｉや歪■そして冷却速
度（保持時間）にも大きく依存する。したがって少しの
処理条１′１の変化でもその効果が大きく変化すること
が知られている。これが従来低温熱延による特徴細化効
果が安定して得られなかった大きな理由であったとｆ（
Ｉ定される。また一方で、Ｃｌを増すこと（ｉ１１大カ
ーバイトの増加）により、後工程で強い集積を持った圧
延集合組環が１Ｎｔられにくくなるという欠点もある。

ところが今回本発明者らが見出した高温でのα単相の場
合の再結晶挙動は、従来の低温でのγ相存在下の再結晶
と異なり、γ相を再結晶核４１−成４ノイドとじず、！
ｉに粒界が核生成サイトとなり、また再結晶粒径も比較
的大きくなりやすいので、未再結晶部が残存しにくく、
均一な再結晶粒ｍ礒が得やすい。

以上に述べたに’１４での再結晶条件下では高温加熱ス
ラブをそのまま圧延しても、粗大粒を′ＩＩＩＩｌｌ化
することが可能となる。また熱延途中で圧延待ちなどに
より低温化する必要もないので、ホットストリップミル
のメリッ］・を最大限利用できる。

以上の基本的知見を基に本発明は構成されたものである
。

次に本発明の構成要件についてさらに詳述する。

本発明では後で述べる成分組成からなる珪素鋼スラブを
加熱炉に装入し加熱するが、加熱温度および加熱時間は
インヒビターの種類やｍによって異なり、インヒビター
の完全固溶を達成できる時間が４１保されればよい、た
だし在炉があまり長すぎると多量のスケールが発生ずる
ので、表面性状に悪影響を及ぼさない程度の時間加熱す
る。こうして高温加熱され、インヒビクーが完全固溶状
態のスラブは粗圧延に供・［られる。

粗圧延は通常５〜６バスで行われるが、今回の実験結果
により特に重要なのは第１バスとそれに続く保持および
最終パスであることを知見した。

第１パス目終了後の保持中ずなわら第２パスロ直前では
、完全再結晶した組繊を得ることが重要である。工場で
の実験結果を第２図に示す、１ｉｌｌ常の圧延方法では
パス間時間は圧延機列により決まり、ｔｉｌｌスタンド
と２スタンド間の時間は２０秒程度である。したがって
圧延直後に９５％以上の再結晶率を得ることは非常に困
難であるが、圧延後に３０秒以上好ましくは６０秒間以
上保持することにより、容易に９５％以上の再結晶率を
得るこ七ができるようになることが判る。第３図に再結
晶進行状況を示す、また第１パス目は１２８０’Ｃ以上
で圧延されなければならない、このときの温度Ｔｌ（’
Ｃ）で再結晶に必要な圧下率Ｒ１（％）は、第２図に示
される結果等により、下式に示す条件を満足することが
必要である。

６０≧Ｒ，（％）≧−ｏ、ｓ　Ｔ＋　４−ｓ７゜さらに
、再結晶進行の時間を確保するため、３０秒以上好まし
くは６０秒以上の保持が必要である。

第１パス目で完全に再結晶が完了すれば表層での熱間ワ
レに起因するヘゲ発生はかなり抑制されることも併せて
知見した。また未再結晶部の残存による最終焼鈍での２
次再結晶不良領域の抑制にも効果があることも判明した
。

なお訂【圧延では再結晶組織を微細化するよりも未再結
晶部を残さない方が重要である。したがって粗圧延最終
パスもα単相域で再結晶さ仕ることが必要である。とい
うのは（α＋ｒ）２相域圧延ではγ粒の方が硬質である
ため歪は１粒近傍に集中してＭＪｒ１シ、γ粒近傍が優
先的に再結晶するが、Ｔ粒は主に旧α粒界に出現するの
で、どうしてもｔｕ　ｔａは不均一になるからである。

ｆｉ１ｍ柊バス直前ではそれまでの圧延の効果により結
晶粒は再結晶微細化されているので再結晶限界は工場で
の実験結果より第２図よりやや下方にシフトして第４図
のようになる。第４図にはγ相が出現する領域を斜線で
示しているが圧下率が高くなるにしたがっ°ζＴζ重相
温度が高（なっている、これは歪誘起変態によるもので
ある。γ相が出現しないでα単相で圧下を加えるには１
２００℃以上の圧延温度Ｔア（°Ｃ）が必要である。ま
た圧延直後に７５％以上の再結晶率を安定して得るため
に必要な圧下率Ｒ１（％）は、第４図に示された結果等
より、下式に示す条件を満足することが必要である。

７０≧１？２（％）≧−０，Ｉ　Ｔｚ１１６５なおＩ１
１圧延での圧下率の上限は次パス以降の圧延において、
十分な圧下率を確保するために設けることが必要で、第
１パス６０％、最終パス７０％とした。

この後の熱間仕上圧延条件は通常と特に変わるとごろは
ない、仕上圧延ｎＱに均一な＆Ｉ！ｍ（未再結晶粒なし
）を得ていれば、仕上圧延前段において、（αトｒ）２
相域での再結晶が起こりＩｌｌｌｌ細微細化易に達成で
きる。仕上圧延された熱延鋼帯は必要に応じて焼鈍後酸
洗され、１回乃至中間焼鈍を扶む２回の冷延で０．１５
〜０．５０ｍｍ厚程度０最終板厚上なる。

次に成分限定理由を以下説明する。

Ｃの範囲を０．０１０−０．０８０重計％とじたのは熱
間圧延中に（αトγ）域を通過させることによって熱延
＆（１織の改善をはかることを意図したもので、その適
性範囲として限定したものである。

Ｓｉは鋼板の比抵抗を高め鉄１貝の低減に仔効であるが
、４．０垂■％を上回ると冷延性が川な：ｂれ、２．５
重量％を下回ると鉄ｔｎ低減効果が弱まること及び２次
再結晶と純化のため行われる最終高温仕上焼鈍において
α−γ変態によって結晶方位のランダム化を生じ十分な
特性を得られないごとによる。

Ｍｎｌは熱間脆性による割れを生じない下限の同として
０．０３重世％が必要であり、上限はＭｎＳやＭｎＳｅ
の解離固溶温度を高めないため、及びスラブ抽出からね
圧延に至る時間規制の過程でインヒビターの粗大化を起
こさせないため０．ｌＯｍ攪％に制限される。

Ｓ、　Ｓｅ、　ＡＩはＭｎＳ、　ＭｎＳｅ、ＡＩＮの形
で鋼中に微細に分＋１ｋ　Ｌ、インヒビターとして作用
するものでこレラの＆Ｈｔの下限ｏ、ｏｔｏｍｉ％はイ
ンヒビターとして機能する最低の■であり、上限の０．
１０重１％はＭｎの場合と同様インヒビターの解離固溶
をしやずくすることと熱延中の粗大化防止の点から決め
た。なおＡｌをインヒビター成分とし°ζ用いる場合、
これにバランスするＮｌが必要になるのは言うまでもな
い、Ｎの好適量は０．００１〜０．０６５　ｍｆｆ１％
である。

・インヒビターとしては上記元素の他にｓｂやＳｎ。

Ａｓ、　ｒ’ｂ、旧、　Ｃｕ、　Ｍｏ、　　Ｂ等の粒界
偏析元素が知られており、これらを併用することも可能
である。

なお」二記本発明を工場で効率的かつ効果的に達成する
ためには通常ある５〜６台の粗圧延機を全スタン１′使
用するのではなく、３〜４スタンドとすることが効果的
であり、望ましい。特に第１スタンドでの１バス圧延後
の第２スタンド圧延省略、第３スタンドでの２パス圧延
後の第４スタン１′圧延省略等の圧延方法が適切である
。

〈実施例〉 実施例１ Ｃ：　０．０４＋１重量％、　Ｓｉ　：　３．３０重重
量、　Ｍｎ　：　０．０５４重ｆ％、　Ｓｅ　：　　０
．０２２ｆｆｉｆｆｉ％、及びｓｂ：　　０．０２４重
層％を含有し、残部実質的にＦｅよりなる連鋳スラブを
加熱炉に装入し、Ｎ２雰囲気中で均熱保持し、均熱終了
後直らに粗圧延に供した。なおこれらの条件は表１に示
した。粗圧延終了後は３０＋ｗ厚のシートバーとし、以
後は仕上タンデムミルで２．０ｆｆｉ厚の熱延ｇ坂とし
た。この熱延鋼板を酸洗後１次冷延、中間ＶＦ、錬の後
、２次冷延で０．２３ｍ厚の製品厚に仕上げた。この後
脱炭焼鈍を行いｎｇｏを塗布した後、２次再結晶、純化
を目的とする最終仕上焼鈍工程を経て最終製品とした。

製品の特性は表１に併記した。また表面性状や２次再結
晶不良部の幅方向での比率も併せて示した。長手方向特
性のデータは第５図に示した。

表１及び第５図から明らかなように素圧延を高温入圧Ｆ
で行い保持したものが、磁気特性、表面性状、幅方向で
の均一な２次再結晶の進行、長手方向における磁気特性
の均一性といった点で優れていることがわかる。

実施例２ Ｃ：　０．０３５重最％、　Ｓｉ　：　２．９８ｍｍ％
、　Ｍｎ　：　［１，０７２重喰％、　　ｓ　：　　ｏ
、ｏｔｓ重■％を含有し残部実質的にＦＯよりなる連鋳
スラブを加熱炉に装入し、ｌ￥囲気中で均熱保持し、均
熱終了後直ちに粗圧延に供したが、その条件は表２に示
した。粗圧延終了後は３５ｎｍｌ￥のシートバーとし、
以後は仕上タンデムミルで２．４鋪厚の熱延鋼板とした
。この熱延鋼板を酸洗後１次冷延、中間焼鈍の後、２次
冷延で０．３５ｍｍ厚の製品厚に仕上げた。この後脱炭
焼鈍を行いＭｇＯを塗布乾燥後、２次再結晶と純化を目
的とする最終仕上焼鈍工程を経て最終製品とした。

製品の特性は表２に併記した。また表面性状や２次再結
晶不良部の幅方向比率も併せて示した０表２から明らか
なように粗圧延を高温大圧下で行い保持したものが磁気
特性、表面性状、幅方向での均一な２次再結晶の進行状
況といった点で優れ′ζいることがわかる。

実施例３ Ｃ：　０．０５０重量％、　Ｓｉ　＋　３．１０重量％
、　Ｍｎ　：　０．０７８重ｆｆｉ％、　Ｓ　：　０．
０２４重ｆｆｉ％、　Ａｌ　Ｏ，０３２！［ｔ１％。

及びＮ　ｊ　　Ｏ，００６重量％を含有し、残部実質的
にｒ’ｅより成る連鋳スラブを加熱炉に装入し、ｈ雰囲
気中で均熱保持し、均熱終了後スラブは直ちに粗圧延に
供したが、その条件は表３に示した。ｉｎ圧延終了後は
３〇−厚のシートバーとし、以後は仕上クンデムミルで
２．３−厚の熱延鋼板とした。この熱延鋼板を酸洗後１
次冷延し中間焼鈍、その後２次冷延で０．２３■厚の製
品厚に仕上げた。さらに脱炭焼鈍しＭｇＯを塗布した後
、２次再結晶と純化を目的とする最終仕上焼鈍工程を経
て最終製品とした。

製品の特性は表３に併記した。また表面性状や長手方向
特性のデータも併せて示した０表３から明かなよう−に
粗圧延を高温大圧下で行い保持したものが磁気特性、表
面性状、幅方向での均一な２次再結晶の進行状況といっ
た点で優れていることがわかる。

〈発明の効果〉 本発明の方法により、ホットストリップミルのメリット
を最大限に生かし、かつ、安定的に磁気特性及び表面性
状の優れた方向性珪素＊ｉが有利に製造できる。

【図面の簡単な説明】

第１図はα単相での再結晶限界（再結晶率９５％以上）
の実験結果を示すグラフ、第２図は粗圧延第１パス後の
α単相での再結晶限界を示すグラフ、第３図は再結晶率
の圧延後時間による進行状況を示すグラフ、第４図は粗
圧延複数バス後のα単相での再結晶限界を示すグラフ、
第５図は本発明と比較例での長手方向の特性変化を示す
グラフ、第６図は（α＋γ）２相域での再結晶限界を示
すグラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：２．５〜
   ４．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．１０％を含み、さらに
   Ｓ、Ｓｅ及びＡｌの１種以を０．０１〜０．０６％含有
   する珪素鋼スラブを加熱後、粗圧延に引き続き熱間仕上
   圧延し、次いで１回乃至中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延
   により最終板厚とし、脱炭焼鈍ののち最終仕上焼鈍を施
   す一連の工程からなる方向性珪素鋼板の製造方法におい
   て、該粗圧延１パスめの圧延温度Ｔ＿１（℃）を１２８
   ０℃以上とし、かつ圧下率Ｒ＿１（％）を６０≧Ｒ＿１
   （％）≧−０．５Ｔ＿１＋６７０とし、次いで次パスま
   でに３０秒以上保持し、さらに該粗圧延最終パスにおけ
   る圧延温度Ｔ＿２（℃）を１２００℃以とし、かつ圧下
   率Ｒ＿２（％）を７０≧Ｒ＿２（％）≧−０．１Ｔ＿２
   ＋１６５とすることを特徴とする磁気特性及び表面性状
   の優れた方向性珪素鋼板の製造方法。