JPS602624A - 表面性状および磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
表面性状および磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS602624A JPS602624A JP58109177A JP10917783A JPS602624A JP S602624 A JPS602624 A JP S602624A JP 58109177 A JP58109177 A JP 58109177A JP 10917783 A JP10917783 A JP 10917783A JP S602624 A JPS602624 A JP S602624A
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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】
この発明は、表面性状および磁気特性に優れた一方向性
珪素鋼板の製造方法に関し、とくにＳｉを３．１重量条
（以下単にチで示す）以上含有する高珪素鋼における表
面性状および磁気特性の改善手段についての究明成果を
、ここに開示するものである。 ・ 周知の如く、土に変圧器用鉄板として使用される一方向
性電磁鋼板は、磁化特性としてＢ□。値で代表される磁
束密度が高いこと、およびＷ□、／、。値で代表される
鉄損が低いこと、さらには製品鋼板の表面性状に優れて
いることが要求されている。１゜ところで上記した如き
一方向性珪素鋼板の磁気特性を向上させるためには、製
品における２次再結晶粒の＜００１＞軸を圧延方向に高
度に揃える必要がある。この目的のため今までにおびた
だしい改良がなされ、今日ではＢ工。値が１．８９ Ｔ
（テスラ）。
珪素鋼板の製造方法に関し、とくにＳｉを３．１重量条
（以下単にチで示す）以上含有する高珪素鋼における表
面性状および磁気特性の改善手段についての究明成果を
、ここに開示するものである。 ・ 周知の如く、土に変圧器用鉄板として使用される一方向
性電磁鋼板は、磁化特性としてＢ□。値で代表される磁
束密度が高いこと、およびＷ□、／、。値で代表される
鉄損が低いこと、さらには製品鋼板の表面性状に優れて
いることが要求されている。１゜ところで上記した如き
一方向性珪素鋼板の磁気特性を向上させるためには、製
品における２次再結晶粒の＜００１＞軸を圧延方向に高
度に揃える必要がある。この目的のため今までにおびた
だしい改良がなされ、今日ではＢ工。値が１．８９ Ｔ
（テスラ）。
ご超えかつＷ□７１５ｏ値が１．０５ Ｗ／”！７以下
の低鉄損１を有する一方向性珪素鋼板を工業的に製造す
ることが可能となっている。しかしながら最近では省エ
ネルギーの観点から変圧器などの電気機器に対しては、
従来以上に電力損失を少なくすることが−。
の低鉄損１を有する一方向性珪素鋼板を工業的に製造す
ることが可能となっている。しかしながら最近では省エ
ネルギーの観点から変圧器などの電気機器に対しては、
従来以上に電力損失を少なくすることが−。
強く要請されるようになり、それに伴って変圧器などの
鉄芯材料である一方向性珪素鋼板に対してもより一層鉄
損値の低いものが要求されるようになっている。また製
品の表面性状についても表面疵等の表面欠陥な減少させ
るとともに良好な絶縁１、・被膜ご形成させることが要
求されている。
鉄芯材料である一方向性珪素鋼板に対してもより一層鉄
損値の低いものが要求されるようになっている。また製
品の表面性状についても表面疵等の表面欠陥な減少させ
るとともに良好な絶縁１、・被膜ご形成させることが要
求されている。
ところで一方向性珪素鋼板において８１分含有させる本
来の目的は、素材の電気抵抗を高めて渦電流損を小さく
すること、すなわち鉄損値を低減させることにあり、し
たがってＳｉ含有量を増大させ。
来の目的は、素材の電気抵抗を高めて渦電流損を小さく
すること、すなわち鉄損値を低減させることにあり、し
たがってＳｉ含有量を増大させ。
ることが鉄損値の低減に極めて有効である。しかしなが
らＳｉ含有ｍｙｘ高めた場合には、鋼板の表面性状を劣
化させる問題がある。すなわち、一般にインヒビターと
してＡ／Ｎ析出相を利用した一方向性珪素鋼板の製造方
法においては、インヒビター、１゜としてＡ／Ｎと共存
させるＭｎＳを解離固溶させるた１めに熱間圧延前のス
ラブ加熱を通常の鋼の場合よりも高温で行う必要がある
が、このような高温でのスラブ加熱ご施せば、スラブ加
熱時あるいは熱間圧延時に熱間割れ分生じて製品に表面
欠陥が発生し易く、とくにＳｉの含有量が８．０％を超
えると、熱間加工性が急激に劣化することも相まって製
品の表面性状は著しく劣化する。したがって従来は、表
面性状の良好な製品を得るためにはｓｉを８．０％以下
に抑えることを余儀なくされ、それ以上Ｓ１含・・有量
を増加させて鉄損値の低減を図ることは実際上は困難と
されていた。
らＳｉ含有ｍｙｘ高めた場合には、鋼板の表面性状を劣
化させる問題がある。すなわち、一般にインヒビターと
してＡ／Ｎ析出相を利用した一方向性珪素鋼板の製造方
法においては、インヒビター、１゜としてＡ／Ｎと共存
させるＭｎＳを解離固溶させるた１めに熱間圧延前のス
ラブ加熱を通常の鋼の場合よりも高温で行う必要がある
が、このような高温でのスラブ加熱ご施せば、スラブ加
熱時あるいは熱間圧延時に熱間割れ分生じて製品に表面
欠陥が発生し易く、とくにＳｉの含有量が８．０％を超
えると、熱間加工性が急激に劣化することも相まって製
品の表面性状は著しく劣化する。したがって従来は、表
面性状の良好な製品を得るためにはｓｉを８．０％以下
に抑えることを余儀なくされ、それ以上Ｓ１含・・有量
を増加させて鉄損値の低減を図ることは実際上は困難と
されていた。
この発明は上に述べた現状ご背景として、鋼板の表面性
状に極めて・憂れしかも鉄損が低い一方向性珪素鋼板を
、きわめて安定した工程で＠造し得１゜る方法ご提案す
ることご目的とするものである。
状に極めて・憂れしかも鉄損が低い一方向性珪素鋼板を
、きわめて安定した工程で＠造し得１゜る方法ご提案す
ることご目的とするものである。
さて発明者らは、Ａ／Ｎ析出相を利用した場合Ｓｉ含有
量の高い８．１〜４．５％の珪素鋼素材が本質的に高磁
束密度で低鉄損の製品を得るに適した素材であることに
着目し、その場合の欠点であった表、１゜面性状の劣悪
化を解決する手段を見ｔＢすべく鋭意ｌ実験・研究を重
ねた結果、素材中に少量のＭＯを添加しかつ熱延前にお
けるスラブの加熱処理に工夫を加えることによって高Ｓ
ｉ含有量でも表面性状に優れた高磁束密度・低鉄損の一
方向性珪素鋼板が・得られることを究明し、この発明を
完成するに至ったのである。
量の高い８．１〜４．５％の珪素鋼素材が本質的に高磁
束密度で低鉄損の製品を得るに適した素材であることに
着目し、その場合の欠点であった表、１゜面性状の劣悪
化を解決する手段を見ｔＢすべく鋭意ｌ実験・研究を重
ねた結果、素材中に少量のＭＯを添加しかつ熱延前にお
けるスラブの加熱処理に工夫を加えることによって高Ｓ
ｉ含有量でも表面性状に優れた高磁束密度・低鉄損の一
方向性珪素鋼板が・得られることを究明し、この発明を
完成するに至ったのである。
すなわちこの発明は、ｃ ： ０．０１〜０．０８愛。
３ｉ ： ８．１〜４．５チ、 ｓａｔ Ａｉ ： ｏ
、ｏ ０５〜０．０６％ 、 ＭＯ： ０，００３〜０
．１ ％ならびにＳおよび３ｅ ）、。
、ｏ ０５〜０．０６％ 、 ＭＯ： ０，００３〜０
．１ ％ならびにＳおよび３ｅ ）、。
のうちいずれか一種または二種合計で０．００５〜０．
１％ を含有する組成になる珪素鋼板用素材スラブに、
１２７０℃以上の加熱温度でしかも焼べりＴなわち加熱
処理前後におけるスラブ重量減少率が２．７〜５．０％
となる加熱処理を施したのち、１−熱間圧延し、ついで
最終冷延前に９５０〜１２００℃の温度範囲で連続焼鈍
を施したのち急冷してから、２５０〜４００°Ｃの温度
範囲での温間圧延を含む圧下率８０〜９５％の冷間圧延
を権して最終板厚としたのち、常法に従って脱炭を兼ね
た１次、、（４〕 再結晶焼鈍および２次再結晶を含む仕上げ焼鈍を１施す
ことを特徴とする、表面性状および磁気特性に優れた一
方向性珪素鋼板の製造方法である。
１％ を含有する組成になる珪素鋼板用素材スラブに、
１２７０℃以上の加熱温度でしかも焼べりＴなわち加熱
処理前後におけるスラブ重量減少率が２．７〜５．０％
となる加熱処理を施したのち、１−熱間圧延し、ついで
最終冷延前に９５０〜１２００℃の温度範囲で連続焼鈍
を施したのち急冷してから、２５０〜４００°Ｃの温度
範囲での温間圧延を含む圧下率８０〜９５％の冷間圧延
を権して最終板厚としたのち、常法に従って脱炭を兼ね
た１次、、（４〕 再結晶焼鈍および２次再結晶を含む仕上げ焼鈍を１施す
ことを特徴とする、表面性状および磁気特性に優れた一
方向性珪素鋼板の製造方法である。
この発明は、素材中のＳｉ含有量を８．１〜４゜５％の
高含有量で、かつインヒビターとして少量のＡ／。
高含有量で、かつインヒビターとして少量のＡ／。
と微量のＳまたはｓｅをＭＯと共に用い、かつスラブ加
熱を１２７０℃以上の温度で加熱時の焼べりが２．７〜
５．０係になるように充分インヒビター３解離・固溶さ
せて、２次再結晶焼鈍時における一次再結晶粒の成長抑
制効果を著しく強めて（１１０）、。
熱を１２７０℃以上の温度で加熱時の焼べりが２．７〜
５．０係になるように充分インヒビター３解離・固溶さ
せて、２次再結晶焼鈍時における一次再結晶粒の成長抑
制効果を著しく強めて（１１０）、。
（００１＞方位の二次再結晶粒の発達ご促進させ、かく
して（１１０）＜ｏ Ｏ１＞方位に極めて強く配向した
二次再結晶集合組織ご形成させて高磁束密度・低鉄損を
達成すると共に加熱後の熱延工程での割れの発生を効果
的に防止して、表面性状な１．１らびに磁気特性の改善
を実現したものである。
して（１１０）＜ｏ Ｏ１＞方位に極めて強く配向した
二次再結晶集合組織ご形成させて高磁束密度・低鉄損を
達成すると共に加熱後の熱延工程での割れの発生を効果
的に防止して、表面性状な１．１らびに磁気特性の改善
を実現したものである。
次にこの発明を由来するに至った実験データにｙｎｏ、
ｏ７ｓ％およびＳ Ｑ、０２６ ％ ｉ含有スル組成に
なる鋼スラブ（Ａ）ならびにＣ０６４９％、 ｓｉ ｓ
。４２％、 ＡＪ Ｏｏｏ ２９％、ＭｎＯ，０７６％
およびＳ Ｏ，０２５チを含む組成になる鋼スラブ（Ｂ
）を１１５０°Ｃから１４００℃までの範囲の種々の温
度で加熱したのち熱ｆｆ１Ｔ圧延を施して２．８朋の熱
延板とし、つい、で１１５０°Ｃで均一化連続焼鈍処理
を施してから急冷し、圧延途中で２５０°Ｃの温間圧延
を含む約８７チの圧下率の強冷延を行って０．８門厚の
最終冷延板とし、さらに８４０°Ｃの湿水素中で脱炭焼
鈍後、１２００°Ｃで箱焼鈍による仕上焼鈍を施し１・
・て一方向性珪素鋼板を製造した。
ｏ７ｓ％およびＳ Ｑ、０２６ ％ ｉ含有スル組成に
なる鋼スラブ（Ａ）ならびにＣ０６４９％、 ｓｉ ｓ
。４２％、 ＡＪ Ｏｏｏ ２９％、ＭｎＯ，０７６％
およびＳ Ｏ，０２５チを含む組成になる鋼スラブ（Ｂ
）を１１５０°Ｃから１４００℃までの範囲の種々の温
度で加熱したのち熱ｆｆ１Ｔ圧延を施して２．８朋の熱
延板とし、つい、で１１５０°Ｃで均一化連続焼鈍処理
を施してから急冷し、圧延途中で２５０°Ｃの温間圧延
を含む約８７チの圧下率の強冷延を行って０．８門厚の
最終冷延板とし、さらに８４０°Ｃの湿水素中で脱炭焼
鈍後、１２００°Ｃで箱焼鈍による仕上焼鈍を施し１・
・て一方向性珪素鋼板を製造した。
得られた各鋼板について磁気特性および表面状況につい
て調べた結果を、スラブの焼べりと加熱温度との関係で
プロットして第１図ａ、ｂにそれぞれ示Ｔ。
て調べた結果を、スラブの焼べりと加熱温度との関係で
プロットして第１図ａ、ｂにそれぞれ示Ｔ。
第１図ａから明らかなように、スラブ（Ａ）は加熱温度
が１２７０℃以上、焼べりが２．７係以上で磁気特性・
表面性状共に良好である。とくに加熱温度が１３００〜
１４００℃の範囲、焼べりが８．０〜４．４係の範囲で
Ｂ が１．９４ Ｔ以上、Ｗ□１１５”。
が１２７０℃以上、焼べりが２．７係以上で磁気特性・
表面性状共に良好である。とくに加熱温度が１３００〜
１４００℃の範囲、焼べりが８．０〜４．４係の範囲で
Ｂ が１．９４ Ｔ以上、Ｗ□１１５”。
０
が１，００ Ｗ／に９以下の良好な磁気特性が得られる
ことが注目される。一方スラブＣＢ）については、同図
すに示したように１８００°Ｃ以上の加熱温度、焼べり
が３．２％以上においてＢｌｏが１．９２ Ｔ以上、Ｗ
工、１５ｏが１．０５ Ｗ／’ｃｐ以下の良好な特性が
得られ−るが、そのときの表面性状が劣悪であることが
わかる。
ことが注目される。一方スラブＣＢ）については、同図
すに示したように１８００°Ｃ以上の加熱温度、焼べり
が３．２％以上においてＢｌｏが１．９２ Ｔ以上、Ｗ
工、１５ｏが１．０５ Ｗ／’ｃｐ以下の良好な特性が
得られ−るが、そのときの表面性状が劣悪であることが
わかる。
また、土丹のスラブ（Ａ）および（Ｂ）につき、１８０
０°Ｃの加熱温度で焼べりがそれぞれ８．０％および８
．２％となる加熱処理を施したときの高温１・・衝撃試
験後の粒界割れについて調べたところ、次のような結果
が得られた〇 丁なわち鋼中にＭＯを添加したスラブ（Ａ）は表面割れ
が全く存在しなく ａＡＦｊＦ’ｕであったのに対し、
ｙＬＯを添加しないスラブＣＢ）では表面割れが多発し
〜この結果は第１図に示した製品の表面性状の結果とよ
く一致した。
０°Ｃの加熱温度で焼べりがそれぞれ８．０％および８
．２％となる加熱処理を施したときの高温１・・衝撃試
験後の粒界割れについて調べたところ、次のような結果
が得られた〇 丁なわち鋼中にＭＯを添加したスラブ（Ａ）は表面割れ
が全く存在しなく ａＡＦｊＦ’ｕであったのに対し、
ｙＬＯを添加しないスラブＣＢ）では表面割れが多発し
〜この結果は第１図に示した製品の表面性状の結果とよ
く一致した。
このように素材中に少量のＭＯを添加し、かつスラブ加
熱を１２７０°Ｃ以上の温度で加熱時の焼べりが２．７
係以上の場合において磁気特性・表面性２．。
熱を１２７０°Ｃ以上の温度で加熱時の焼べりが２．７
係以上の場合において磁気特性・表面性２．。
（７）
状が共に良好であることがわかる。すなわち、累１材中
の少量のＭＯ添加はＡ／Ｎ析出相と共にインヒビターの
役割を効果的に発揮すると共に高Ｓｉで高温加熱に起る
表面性状劣悪化を解決することができるのである。前者
のＭＯ添加によるインヒビターの・増強に関しては、特
公昭５７−１４７８７号公報において先に発明者らが提
案したＭＯとｓｂとｓｅあるいはＳの複合添加によると
同様のメカニズムすなわち少量のＭＯとＡ４の複合添加
により１次結晶粒の抑制効果が非常に強められ、２次男
結晶焼鈍Ｉ・・時に（１１０）＜ＯＯ１＞方位の２次粒
の発達に当って顕著な効果を発揮すると考えられる。ま
た後者のＭＯ添加による表面性状の劣悪化防止に関して
は、鋼板表面あるいは表面近傍で硫化Ｎｏ （おそら＜
ＭＯ，Ｓ８）化合物の微細析出物を優先析出させ１−
ることにより高Ｓｉで高温加熱を行なった場合でも表面
欠陥を効果的に防止することができるのであろうと考え
られる。
の少量のＭＯ添加はＡ／Ｎ析出相と共にインヒビターの
役割を効果的に発揮すると共に高Ｓｉで高温加熱に起る
表面性状劣悪化を解決することができるのである。前者
のＭＯ添加によるインヒビターの・増強に関しては、特
公昭５７−１４７８７号公報において先に発明者らが提
案したＭＯとｓｂとｓｅあるいはＳの複合添加によると
同様のメカニズムすなわち少量のＭＯとＡ４の複合添加
により１次結晶粒の抑制効果が非常に強められ、２次男
結晶焼鈍Ｉ・・時に（１１０）＜ＯＯ１＞方位の２次粒
の発達に当って顕著な効果を発揮すると考えられる。ま
た後者のＭＯ添加による表面性状の劣悪化防止に関して
は、鋼板表面あるいは表面近傍で硫化Ｎｏ （おそら＜
ＭＯ，Ｓ８）化合物の微細析出物を優先析出させ１−
ることにより高Ｓｉで高温加熱を行なった場合でも表面
欠陥を効果的に防止することができるのであろうと考え
られる。
なお従来の熱間圧延に先立つ加熱処理においては、へ加
熱に伴なう経済性への点を考慮して加熱（８） 温度は１１５０〜１２５０℃程度、また焼べりは１１．
５〜２．５％程度としていた。
熱に伴なう経済性への点を考慮して加熱（８） 温度は１１５０〜１２５０℃程度、また焼べりは１１．
５〜２．５％程度としていた。
以下この発明において、素材スラブの基本成分を前記の
とおりに限定した理由について説明する。
とおりに限定した理由について説明する。
Ｃ： ０，０１〜０．０６％
Ｃは、熱延あるいは冷延時に微細で均一な組織制御に重
要な役割りを果する元素であるが、Ｏ，ＯＳ％を超えて
多くなると２次再結晶焼鈍前の脱炭焼鈍時に長時間を要
し生産性を低下させると共に、脱炭も不充分となって磁
気特性の劣化を生じ、一方１・・０．０１％未満では熱
延集合組織制御が困難となって大きな伸長粒が形成され
るため磁気特性が劣化するので、０．０１〜０．０８％
の範囲に限定した。
要な役割りを果する元素であるが、Ｏ，ＯＳ％を超えて
多くなると２次再結晶焼鈍前の脱炭焼鈍時に長時間を要
し生産性を低下させると共に、脱炭も不充分となって磁
気特性の劣化を生じ、一方１・・０．０１％未満では熱
延集合組織制御が困難となって大きな伸長粒が形成され
るため磁気特性が劣化するので、０．０１〜０．０８％
の範囲に限定した。
ｓｉ： ３，１〜４．５％
Ｓｉは、前述のように素材の電気抵抗２高めて渦・電流
損２減少させるのにきわめて有効な元素であるため、こ
の発明では８．１％以上ご含有させるが、Ｓｉ量が４．
５係を超えると冷延の際脆性側れが生じ易くなるためＳ
ｉ量は８．１〜４．５％の範囲内に限定した。なお従来
の含ＡＩ一方向性生珪累鋼板の５ｉｉ２＋。
損２減少させるのにきわめて有効な元素であるため、こ
の発明では８．１％以上ご含有させるが、Ｓｉ量が４．
５係を超えると冷延の際脆性側れが生じ易くなるためＳ
ｉ量は８．１〜４．５％の範囲内に限定した。なお従来
の含ＡＩ一方向性生珪累鋼板の５ｉｉ２＋。
は２．８〜ａ、Ｏ％であり、Ｓｉ量を増加させさらに高
１湛加熱を行なうと製品の表面性状が者しく劣化するこ
とは前述したとおりであるが、この点この発明に従う少
量のＭＯ添加により８．１〜４．５係の高Ｓｉ含有量に
おいても表面欠陥発生防止が可能となつ・たのである。
１湛加熱を行なうと製品の表面性状が者しく劣化するこ
とは前述したとおりであるが、この点この発明に従う少
量のＭＯ添加により８．１〜４．５係の高Ｓｉ含有量に
おいても表面欠陥発生防止が可能となつ・たのである。
Ｓｏｔ Ａ／ ： ０，００５〜０．０６％Ａ／は、鋼
中に含まれるとＮと結合してＡＩＨの微細析出物を形成
し、強力なインヒビターとして作用する。とくに冷延圧
下率８０〜９５％の強冷価１・・法によって二次再結晶
を発達させるためにはＢＯＩｌとして０．００５〜０．
０６％の範囲で含有させる必要がある。というのはＡ／
が０．００５％未満ではインヒビターとしてのＡＩＭ＠
細析出物の析出量が不足し、（１１０）＜００１＞方位
の二次再結晶１粒の発達が不充分となり、一方ｏ、ｏ
ｅ ’４を超えるとかえって（１１０）＜ＯＯ１＞方位
の２次再結晶粒の発達が悪くなるからであるＯ ８．Ｓｅは、それぞれＭｎＳもしくはＭｎＳｅの分散析
出相を形成してＡ４Ｎとともにインヒビター効果を−１
゜増進させる。ＳおよびＳｅはそれぞれ単味でもまたＩ
複合添加した場合でも００００５％よりも少ないとＭｎ
ＳおよびＭｎＳｅによるインヒビター効果が弱く、一方
添加量が０．１％を超えると熱間および冷間加工性が著
しく劣化するので、ｓ、ｓｅは１種またば２種合計で１
．％ ０．００５〜０．１％の範囲とする必要がある。
中に含まれるとＮと結合してＡＩＨの微細析出物を形成
し、強力なインヒビターとして作用する。とくに冷延圧
下率８０〜９５％の強冷価１・・法によって二次再結晶
を発達させるためにはＢＯＩｌとして０．００５〜０．
０６％の範囲で含有させる必要がある。というのはＡ／
が０．００５％未満ではインヒビターとしてのＡＩＭ＠
細析出物の析出量が不足し、（１１０）＜００１＞方位
の二次再結晶１粒の発達が不充分となり、一方ｏ、ｏ
ｅ ’４を超えるとかえって（１１０）＜ＯＯ１＞方位
の２次再結晶粒の発達が悪くなるからであるＯ ８．Ｓｅは、それぞれＭｎＳもしくはＭｎＳｅの分散析
出相を形成してＡ４Ｎとともにインヒビター効果を−１
゜増進させる。ＳおよびＳｅはそれぞれ単味でもまたＩ
複合添加した場合でも００００５％よりも少ないとＭｎ
ＳおよびＭｎＳｅによるインヒビター効果が弱く、一方
添加量が０．１％を超えると熱間および冷間加工性が著
しく劣化するので、ｓ、ｓｅは１種またば２種合計で１
．％ ０．００５〜０．１％の範囲とする必要がある。
Ｍｏ：０．００８〜０゜１％
ＭＯは、ｏ、ｏｏａ％より少ないと、１次再結晶粒の成
長抑制効果が乏しくなると同時に鋼板表面性Ｉｌｌ状を
劣化させるようになり、一方０．１％より多いと鋼板表
面性状の劣化防止効果に対しては有効であるものの、熱
間および冷間加工性の低下および脱炭・１次再結晶焼鈍
における脱炭不足が生じ易いため、ＭＯは０．００δ〜
０．１％の範囲内にＴる必要がある。
長抑制効果が乏しくなると同時に鋼板表面性Ｉｌｌ状を
劣化させるようになり、一方０．１％より多いと鋼板表
面性状の劣化防止効果に対しては有効であるものの、熱
間および冷間加工性の低下および脱炭・１次再結晶焼鈍
における脱炭不足が生じ易いため、ＭＯは０．００δ〜
０．１％の範囲内にＴる必要がある。
以上基本成分の組成範囲を限定した理由について説明し
たが、この発明は、珪累鋼中に通常添加されるその他公
知の元素の存在ご妨げるものではない。 、！（・ （１１ゝ たとえばＨｎは鋼中に含まれるとＳあるいはＳｅ １と
結合して、ＭｎＳ 、 ＭｎＳｅの微細析出物を形成し
、強力なインヒビターとして作用する。Ｍｎが０．０２
嶺未満ではインヒビターとしてのｎｎｓ 、 Ｍｎｅｅ
ｆａ細析出物の析出量が不足し、（ｌｌ（ｌ）＜００
１＞・方位の二次ｒ斗結晶粒の発達が不充分となる。一
方２％を越えると、スラブ加熱時においてＭｎＳ等の解
離固溶が困難となり、また仮に解離固溶が行なわれたと
しても熱間圧延時においてＭｎＳ 、 ＭｎＳｅ等の解
離固溶が困難となるか、あるいは熱間圧延時に１・・析
出する分散析出相が粗大化し易く、インヒビターとして
の最適なサイズ分布が損われて磁気特性が劣化する。こ
れらの理由からＩｎ ｆｆｔは０．０２％〜２％程度含
有されていることが好ましい。また通常の珪Ｓ ｆｌｉ
ｌ中に添加されることのある公知の一部Ｉ書結晶粒成長
抑制剤としてのＳｂ 、 Ｂのいずれか１種または２種
を合計量で０．０３％以下程度含有しても良い。そのは
カＯｒ 、 Ｔｉ 、 Ｖ 、 Ｚｒ 、 Ｎｂ 、
Ｔａ。
たが、この発明は、珪累鋼中に通常添加されるその他公
知の元素の存在ご妨げるものではない。 、！（・ （１１ゝ たとえばＨｎは鋼中に含まれるとＳあるいはＳｅ １と
結合して、ＭｎＳ 、 ＭｎＳｅの微細析出物を形成し
、強力なインヒビターとして作用する。Ｍｎが０．０２
嶺未満ではインヒビターとしてのｎｎｓ 、 Ｍｎｅｅ
ｆａ細析出物の析出量が不足し、（ｌｌ（ｌ）＜００
１＞・方位の二次ｒ斗結晶粒の発達が不充分となる。一
方２％を越えると、スラブ加熱時においてＭｎＳ等の解
離固溶が困難となり、また仮に解離固溶が行なわれたと
しても熱間圧延時においてＭｎＳ 、 ＭｎＳｅ等の解
離固溶が困難となるか、あるいは熱間圧延時に１・・析
出する分散析出相が粗大化し易く、インヒビターとして
の最適なサイズ分布が損われて磁気特性が劣化する。こ
れらの理由からＩｎ ｆｆｔは０．０２％〜２％程度含
有されていることが好ましい。また通常の珪Ｓ ｆｌｉ
ｌ中に添加されることのある公知の一部Ｉ書結晶粒成長
抑制剤としてのＳｂ 、 Ｂのいずれか１種または２種
を合計量で０．０３％以下程度含有しても良い。そのは
カＯｒ 、 Ｔｉ 、 Ｖ 、 Ｚｒ 、 Ｎｂ 、
Ｔａ。
ｃｏ 、 Ｎｉ 、 ｓｎ 、 ｐ 、およびＡｓなど
の一般的な不可避的元素が７１１ ｍ含有されることは
許容されるＯ、。
の一般的な不可避的元素が７１１ ｍ含有されることは
許容されるＯ、。
（１２）
次にこの発明の一連の製造工程について説明Ｔする０
先ずこの発明の方法に使用される素材を溶製する手段と
しては、ＬＤ転炉、平炉その他の公知の製鋼方法を用い
ることができ、また真空処理、真空−・溶解を併用して
も良いことは勿論である。またスラブ作成手段としても
、通常の造塊−分塊圧延法のほか、連続鋳造も好適に用
いることができる。
しては、ＬＤ転炉、平炉その他の公知の製鋼方法を用い
ることができ、また真空処理、真空−・溶解を併用して
も良いことは勿論である。またスラブ作成手段としても
、通常の造塊−分塊圧延法のほか、連続鋳造も好適に用
いることができる。
上述のようにして得られた珪禦鋼スラブは、公知の方法
により加熱後、熱間圧延に供されるＯこ１・・の熱間圧
延によって得られる熱延板の厚みは、後続の冷延工程に
おける圧下率等によっても異なるが、通常は２〜５朋程
度とする。この発明では上述の熱間圧延を行なう前のス
ラブ加熱に注意を払う必要があるＯＴなわち前述したよ
うに８．１〜４，５゜チの高Ｓｉの珪累鋼では素材中に
含有されているＭｎＳあるいはＭｎＳｅ等の解離固溶が
非常に困難となるため、１２７０’Ｃ以上の加熱温度で
、焼べり貴が２．７〜５．０ ％になるように充分加熱
することが肝要である。 ・・・ 上述のようにして熱間圧延を終了した熱延板は１９００
〜１２００℃の温度範囲において３０秒〜８０分間程度
の連続焼鈍を施した後、急冷処理を施す。この焼鈍後の
急冷処理はｉＮの微細析出相を形成するため必要であっ
て、通常は８５０〜１０５０℃の温度範囲内から４００
℃以下の温度まで急冷することが望ましい。
により加熱後、熱間圧延に供されるＯこ１・・の熱間圧
延によって得られる熱延板の厚みは、後続の冷延工程に
おける圧下率等によっても異なるが、通常は２〜５朋程
度とする。この発明では上述の熱間圧延を行なう前のス
ラブ加熱に注意を払う必要があるＯＴなわち前述したよ
うに８．１〜４，５゜チの高Ｓｉの珪累鋼では素材中に
含有されているＭｎＳあるいはＭｎＳｅ等の解離固溶が
非常に困難となるため、１２７０’Ｃ以上の加熱温度で
、焼べり貴が２．７〜５．０ ％になるように充分加熱
することが肝要である。 ・・・ 上述のようにして熱間圧延を終了した熱延板は１９００
〜１２００℃の温度範囲において３０秒〜８０分間程度
の連続焼鈍を施した後、急冷処理を施す。この焼鈍後の
急冷処理はｉＮの微細析出相を形成するため必要であっ
て、通常は８５０〜１０５０℃の温度範囲内から４００
℃以下の温度まで急冷することが望ましい。
上述の急冷処理された熱延板は８０〜９５％の圧下率で
強冷延を施して製品板厚とする。この冷延工程途中で２
００〜４００°Ｃの温度範囲で温間１・・圧延を施丁必
要がある。この温間圧延は特公昭５４−１８８４６号公
報で明らかにされているように、珪累鋼中の固溶０．Ｎ
が温間圧延により形成された欠陥部に成果し、コットレ
ル雰囲気形成による転位の固着作用もしくは微細析出物
による転位運ｌ・動の妨害により変形機構に変化な及ぼ
して２次再結晶に有利な１次再結晶集合組織ご形成する
のに有効に寄与する。このようにして０．１〜０．５闘
程度の最終板厚とされた冷延板に対しては、７５０〜８
７０°Ｃ程度の温度範囲において一次再結晶を−・１・
兼ねる脱炭焼純２施す。この脱炭焼鈍は通常は露１点＋
８０〜６５°Ｃ程度の湿水素ガス雰囲気あるいは水素・
窒素混合ガス雰囲気中で数分間行えば良い。
強冷延を施して製品板厚とする。この冷延工程途中で２
００〜４００°Ｃの温度範囲で温間１・・圧延を施丁必
要がある。この温間圧延は特公昭５４−１８８４６号公
報で明らかにされているように、珪累鋼中の固溶０．Ｎ
が温間圧延により形成された欠陥部に成果し、コットレ
ル雰囲気形成による転位の固着作用もしくは微細析出物
による転位運ｌ・動の妨害により変形機構に変化な及ぼ
して２次再結晶に有利な１次再結晶集合組織ご形成する
のに有効に寄与する。このようにして０．１〜０．５闘
程度の最終板厚とされた冷延板に対しては、７５０〜８
７０°Ｃ程度の温度範囲において一次再結晶を−・１・
兼ねる脱炭焼純２施す。この脱炭焼鈍は通常は露１点＋
８０〜６５°Ｃ程度の湿水素ガス雰囲気あるいは水素・
窒素混合ガス雰囲気中で数分間行えば良い。
次いで脱炭焼鈍後の鋼板に対しＭｇＯを主成分と−。
する焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍な施して（１１０）
＜ｏ Ｏ１＞方位の２次再結晶粒を発達させる。この仕
上焼鈍の具体的条件は従来公知のものと同様であれば良
いが、通常は１１５０〜１２５０℃まで８〜ｂ た後、水素中で５〜２０時間の鈍化焼鈍を行うことが望
ましい。
＜ｏ Ｏ１＞方位の２次再結晶粒を発達させる。この仕
上焼鈍の具体的条件は従来公知のものと同様であれば良
いが、通常は１１５０〜１２５０℃まで８〜ｂ た後、水素中で５〜２０時間の鈍化焼鈍を行うことが望
ましい。
以下、この発明の実施例について述べる。
実施例１
００．０４９％、 ｓｉ ８．４ ｓ％、 ｉ ０．０
２９チ、ｌ−１Ｍ００．０１８％、 Ｍｎ Ｏ，０７６
％オヨびＳ Ｏ，０２６チを含有する組成になる連鋳ス
ラブを１３６０’Ｃで焼べりが３．５％になるように加
熱し、その後熱間圧延して２．８朋厚の熱延板とした。
２９チ、ｌ−１Ｍ００．０１８％、 Ｍｎ Ｏ，０７６
％オヨびＳ Ｏ，０２６チを含有する組成になる連鋳ス
ラブを１３６０’Ｃで焼べりが３．５％になるように加
熱し、その後熱間圧延して２．８朋厚の熱延板とした。
ついで１１２０°Ｃで連続焼鈍後、急冷処理を施し、さ
らに２５０ 、、。
らに２５０ 、、。
（１５）
°Ｃでの温間圧延を含む圧下率約８７チの強冷延を１行
って０．８ｍｍ厚の最終冷延板とした。その後８４０℃
の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち、１２
８０°Ｃで箱焼鈍による仕上焼鈍を行なった０ 得られた製品の磁気特性および表面性状は次のとおりで
あった。
って０．８ｍｍ厚の最終冷延板とした。その後８４０℃
の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち、１２
８０°Ｃで箱焼鈍による仕上焼鈍を行なった０ 得られた製品の磁気特性および表面性状は次のとおりで
あった。
磁気特性 Ｂ、。： １，９５ Ｔ 、 Ｗ、、／、ｏ
：０．９９Ｗ／’ｌ’９表面性状 良好 実施例２ ００．０５５％、 ｓｉ、 ３．５２％、 ｌ Ｏ，０
２５％。
：０．９９Ｗ／’ｌ’９表面性状 良好 実施例２ ００．０５５％、 ｓｉ、 ３．５２％、 ｌ Ｏ，０
２５％。
ＭＯＯ，０２０％、 Ｓｅ Ｏ，０１９％およびＭｎ０
００７０チを含有する組成になる連鋳スラブＥ１８６０
°Ｃで焼べりが８．８％になるように加熱焼鈍を施した
のち、熱間圧延して２．８朋厚の熱延板とした。つ１−
。
００７０チを含有する組成になる連鋳スラブＥ１８６０
°Ｃで焼べりが８．８％になるように加熱焼鈍を施した
のち、熱間圧延して２．８朋厚の熱延板とした。つ１−
。
いで】１６０°Ｃで均−化焼鈍後急冷処理を施したのち
、３２０℃で温間圧延を施して０．８襲厚の最終冷延板
とした。その後８４０℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶
焼鈍な施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
、８００℃から１１５０°Ｃま−，。
、３２０℃で温間圧延を施して０．８襲厚の最終冷延板
とした。その後８４０℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶
焼鈍な施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
、８００℃から１１５０°Ｃま−，。
（１６）
で１０°Ｃ／ｈで昇温して２次再結晶させたのち、１２
００１°Ｃで５ｈ水素中で純化焼鈍３施した。得られた
製品の磁気特性および表面性状は次のとおりであった０ 磁気特性 Ｂ工。： １，９６Ｔ、 Ｗ□７／、。：０
．９７Ｗ／に９表面性状 良好 実施例８ Ｑ Ｏ，０４８％、 ５ｉ−３゜５２％、 Ａ／ ０，
０２９％。
００１°Ｃで５ｈ水素中で純化焼鈍３施した。得られた
製品の磁気特性および表面性状は次のとおりであった０ 磁気特性 Ｂ工。： １，９６Ｔ、 Ｗ□７／、。：０
．９７Ｗ／に９表面性状 良好 実施例８ Ｑ Ｏ，０４８％、 ５ｉ−３゜５２％、 Ａ／ ０，
０２９％。
ＭＯＯ，０１５％ 、 Ｓｂ Ｏ，０２８％ 、 Ｓｅ
Ｏ，０２０％およびＩｎ Ｏ，０７８ｑ６を含有する
組成になる連鋳スラ１（）ブを１８４０°Ｃで焼べりが
８．２％になるように加熱焼鈍を施したのち、熱間圧延
して２．８調厚の熱延板とした０ついで１１５０°Ｃで
均−化焼鈍後急冷処理を行なったのち、８７％の強冷延
を施して０．８關厚の最終冷延板とした。なお冷延途中
にはｌ゛・２８０℃の温間圧延ｅＩＩｒＬｔ、た。その
後８４０℃で湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を途布し、８５０℃か
ら１１２０℃まで１５°Ｃ／ｈで昇温して２次再結晶さ
せたのち、１２８０’ｃで４ｈ、＊、葉中で鈍化焼鈍を
１．。
Ｏ，０２０％およびＩｎ Ｏ，０７８ｑ６を含有する
組成になる連鋳スラ１（）ブを１８４０°Ｃで焼べりが
８．２％になるように加熱焼鈍を施したのち、熱間圧延
して２．８調厚の熱延板とした０ついで１１５０°Ｃで
均−化焼鈍後急冷処理を行なったのち、８７％の強冷延
を施して０．８關厚の最終冷延板とした。なお冷延途中
にはｌ゛・２８０℃の温間圧延ｅＩＩｒＬｔ、た。その
後８４０℃で湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を途布し、８５０℃か
ら１１２０℃まで１５°Ｃ／ｈで昇温して２次再結晶さ
せたのち、１２８０’ｃで４ｈ、＊、葉中で鈍化焼鈍を
１．。
施した。得られた製品の磁気特性および表面性状１は次
のとおりであった。
のとおりであった。
磁気特性 Ｂ ：１．９５ ’［’ 、 ＷＢ１５ｏ：
０゜９８ Ｗ／に９０ 表面性状 良好 以上の説明で明らかなようにこの発明によれば・１Ｂ□
。が１，９４ Ｔ以上の高磁束密度でかつＷ□、１５ｏ
値がＩ、００ Ｗ／Ｉｃ９以下の超低鉄損の極めて優れ
た磁気特性を有し、しかも表面性状にも優れた一方向性
珪素鋼板を工業的に安定して製造することができる０
０゜９８ Ｗ／に９０ 表面性状 良好 以上の説明で明らかなようにこの発明によれば・１Ｂ□
。が１，９４ Ｔ以上の高磁束密度でかつＷ□、１５ｏ
値がＩ、００ Ｗ／Ｉｃ９以下の超低鉄損の極めて優れ
た磁気特性を有し、しかも表面性状にも優れた一方向性
珪素鋼板を工業的に安定して製造することができる０
第１ ＦＸＪ ａａ ｂはそれぞれ、スラブ（Ａ）およ
びスラブＣＢ）から得られた珪素鋼板の磁気特性および
表面性状を、焼べりと加熱温度との関係で示したグラフ
である。 （１９） （％ン （＋ Ｎ ′１．￥
びスラブＣＢ）から得られた珪素鋼板の磁気特性および
表面性状を、焼べりと加熱温度との関係で示したグラフ
である。 （１９） （％ン （＋ Ｎ ′１．￥
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｌ Ｏ： ０．ｏ １〜０．０８重ｆｆｉ％。 Ｓｉ ： ３．１〜４．５重量係。 ｔｓｏｔ Ａ／ ： ０．００５〜０．０６重量％。 ＭＯ：０．００８〜０．１重量％ ７’、Ｃらびニｓお
よびＳｅのうちいずれか一種また は二種合計で０．００５〜０．１重量ｌ。 多 を含有する組成になる佳累鋼板用素材ステプに、１２７
０℃以上の加熱温度でしかも焼べりが２．７〜５．０チ
となる加熱処理を施したのち、熱間圧延し、ついで最終
冷延前に９５０ ｌ。 〜１２００″Ｃの温度範囲で連続焼鈍を施したのち急冷
してから、２５０〜４００’Ｃの温度範囲での温間圧延
３含む圧下率８０〜９５％の冷間圧延を施して最終板厚
としたのち、常法に従って脱炭な兼ねた１次再結晶焼鈍
およ２．１び２次再結晶を含む仕上げ焼鈍を施丁ことを
１特徴とする、表面性状および磁気特性に優れた一方向
性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58109177A JPS602624A (ja) | 1983-06-20 | 1983-06-20 | 表面性状および磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| US06/695,456 US4702780A (en) | 1983-06-20 | 1984-12-14 | Process for producing a grain oriented silicon steel sheet excellent in surface properties and magnetic characteristics |
| PCT/JP1984/000599 WO1986003784A1 (fr) | 1983-06-20 | 1984-12-14 | Procede de fabrication de brames d'acier au silicium unidirectionnel possedant d'excellentes caracteristiques magnetiques et de surface |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58109177A JPS602624A (ja) | 1983-06-20 | 1983-06-20 | 表面性状および磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS602624A true JPS602624A (ja) | 1985-01-08 |
Family
ID=14503605
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58109177A Pending JPS602624A (ja) | 1983-06-20 | 1983-06-20 | 表面性状および磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4702780A (ja) |
| JP (1) | JPS602624A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62224634A (ja) * | 1986-03-25 | 1987-10-02 | Kawasaki Steel Corp | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPS62224635A (ja) * | 1986-03-25 | 1987-10-02 | Kawasaki Steel Corp | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| US6432223B1 (en) * | 1997-02-06 | 2002-08-13 | Heraeus Inc. | Magnetic data-storage targets and method for preparation |
| CN110066964A (zh) * | 2019-04-09 | 2019-07-30 | 东北大学 | 一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法 |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0713266B2 (ja) * | 1987-11-10 | 1995-02-15 | 新日本製鐵株式会社 | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN100447262C (zh) * | 2005-10-31 | 2008-12-31 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种普通取向硅钢的制造方法 |
| CN113302321A (zh) * | 2019-01-16 | 2021-08-24 | 日本制铁株式会社 | 单向性电磁钢板的制造方法 |
| EP3913087A4 (en) * | 2019-01-16 | 2022-10-12 | Nippon Steel Corporation | PROCESS FOR THE PRODUCTION OF A CORNORATED ELECTRICAL STEEL SHEET |
| JP7260799B2 (ja) * | 2019-01-16 | 2023-04-19 | 日本製鉄株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3287184A (en) * | 1963-10-22 | 1966-11-22 | Bethlehem Steel Corp | Method of producing low carbon electrical sheet steel |
| JPS5032059B2 (ja) * | 1971-12-24 | 1975-10-17 | ||
| JPS5319913A (en) * | 1976-08-10 | 1978-02-23 | Nippon Steel Corp | Preparation of unidirectional silicon steel sheet superior in magnetism from continuous casting slab |
| JPS5534633A (en) * | 1978-08-30 | 1980-03-11 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of oriented silicon steel sheet with very high magnetic flux density |
| JPS5672126A (en) * | 1979-11-19 | 1981-06-16 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of one-way silicon steel plate having extremely high magnetic flux density |
| SE442751B (sv) * | 1980-01-04 | 1986-01-27 | Kawasaki Steel Co | Sett att framstella en kornorienterad kiselstalplat |
| EP0101321B1 (en) * | 1982-08-18 | 1990-12-05 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing grain oriented silicon steel sheets or strips having high magnetic induction and low iron loss |
-
1983
- 1983-06-20 JP JP58109177A patent/JPS602624A/ja active Pending
-
1984
- 1984-12-14 US US06/695,456 patent/US4702780A/en not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62224634A (ja) * | 1986-03-25 | 1987-10-02 | Kawasaki Steel Corp | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPS62224635A (ja) * | 1986-03-25 | 1987-10-02 | Kawasaki Steel Corp | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
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| CN110066964A (zh) * | 2019-04-09 | 2019-07-30 | 东北大学 | 一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4702780A (en) | 1987-10-27 |
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