JPS63176427A - 一方向性高珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
一方向性高珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS63176427A JPS63176427A JP715087A JP715087A JPS63176427A JP S63176427 A JPS63176427 A JP S63176427A JP 715087 A JP715087 A JP 715087A JP 715087 A JP715087 A JP 715087A JP S63176427 A JPS63176427 A JP S63176427A
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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】
（産業上の利用分野）
本発明は、Ｓｔを２．５〜６．５重量％含有し、すぐれ
た低鉄損特性の得られる（１１０１ ＜００１＞方向に
極めて集積度の高い一方向性高珪素鋼板の製造方法に関
する。
た低鉄損特性の得られる（１１０１ ＜００１＞方向に
極めて集積度の高い一方向性高珪素鋼板の製造方法に関
する。
（従来の技術）
従来の（１１０） ＜００１＞一方向性珪素鋼板の製造
方法は、■例えば２００ｍｍ厚程度の鋳片への連続鋳造
工程−〇スラブ高温加熱工程−■熱間圧延工程−■熱間
圧延材焼鈍工程−■冷間圧延工程−■脱炭焼鈍工程−■
最終高温焼鈍工程と非常に多くの工程を要している。こ
れらの工程は上記最終高温焼鈍工程■の最終高温焼鈍時
に（１１０） ＜００１＞方位に結晶粒のみを２次再結
晶をさせるために必要となる。この２次再結晶を起こさ
せるためには、鋼中にＭｎＳ、 ＭｎＳｂ等の析出物が
インヒビターとして微細分散していることが必要である
。しかし、上記連続鋳造工程■では、冷却が非常に遅い
ため、鋳造に続く冷却期間中にＭｎＳ、ＭｎＳｂ等綱中
０析出物が粗大化してしまう、このように粗大化した析
出物を再固溶した後、微細析出させるためには、工程■
でのスラブ高温加熱および工程■での熱間圧延材焼鈍処
理が必要となる。また、析出物を再固溶させるには、高
温でγ相とする必要があり、それを実現させるために、
γ相生成元素であるＣを０．０２％程度添加するので、
５ｉｆｉも３％程度が上限となってしまうことが常であ
った。さらに、Ｔ相域拡大のために添加したＣは磁気特
性を悪化させるので上記工程■の脱炭焼鈍を必要とする
。
方法は、■例えば２００ｍｍ厚程度の鋳片への連続鋳造
工程−〇スラブ高温加熱工程−■熱間圧延工程−■熱間
圧延材焼鈍工程−■冷間圧延工程−■脱炭焼鈍工程−■
最終高温焼鈍工程と非常に多くの工程を要している。こ
れらの工程は上記最終高温焼鈍工程■の最終高温焼鈍時
に（１１０） ＜００１＞方位に結晶粒のみを２次再結
晶をさせるために必要となる。この２次再結晶を起こさ
せるためには、鋼中にＭｎＳ、 ＭｎＳｂ等の析出物が
インヒビターとして微細分散していることが必要である
。しかし、上記連続鋳造工程■では、冷却が非常に遅い
ため、鋳造に続く冷却期間中にＭｎＳ、ＭｎＳｂ等綱中
０析出物が粗大化してしまう、このように粗大化した析
出物を再固溶した後、微細析出させるためには、工程■
でのスラブ高温加熱および工程■での熱間圧延材焼鈍処
理が必要となる。また、析出物を再固溶させるには、高
温でγ相とする必要があり、それを実現させるために、
γ相生成元素であるＣを０．０２％程度添加するので、
５ｉｆｉも３％程度が上限となってしまうことが常であ
った。さらに、Ｔ相域拡大のために添加したＣは磁気特
性を悪化させるので上記工程■の脱炭焼鈍を必要とする
。
このように、従来方法では、２次再結晶に必要なインヒ
ビターの固溶、微細分散のため、複雑な工程を取らざる
を得す、またＳｉの添加はその増加量とともに磁気特性
が向上し、鉄損値が減少するが、ＳｉＭが４％以上にな
ると急激に脆化して圧延が困難になる。したがって、Ｓ
ｉ添加量の上限が３％程度に制限されていた。
ビターの固溶、微細分散のため、複雑な工程を取らざる
を得す、またＳｉの添加はその増加量とともに磁気特性
が向上し、鉄損値が減少するが、ＳｉＭが４％以上にな
ると急激に脆化して圧延が困難になる。したがって、Ｓ
ｉ添加量の上限が３％程度に制限されていた。
そこで、特公昭６１−１５ｍｍ３６号および特公昭６０
−３８４６２号に開示されているように、Ｓｉ ４〜１
０重景％等を含有する溶湯をそのまま冷却面が移動更新
する冷却体上に連続供給して超急冷し、冷間圧延可能な
被圧延性・可撓性を有する磁気特性の優れた高珪素鋼板
の製造法が提案されている。しかしながら、例えば特公
昭６０−３８４６２号に開示されている方法によれば、
連続鋳造による１鋳片の厚さは数μ亀ないし数百μ−程
度の範囲にあるものであり、そのように超薄片化するこ
とにより冷間加工性を確保しようとするものである。ま
た、その際の冷間加工も単に成形手段として採用するに
すぎず、これによって磁気特性が改善されるとの示唆は
みられない。
−３８４６２号に開示されているように、Ｓｉ ４〜１
０重景％等を含有する溶湯をそのまま冷却面が移動更新
する冷却体上に連続供給して超急冷し、冷間圧延可能な
被圧延性・可撓性を有する磁気特性の優れた高珪素鋼板
の製造法が提案されている。しかしながら、例えば特公
昭６０−３８４６２号に開示されている方法によれば、
連続鋳造による１鋳片の厚さは数μ亀ないし数百μ−程
度の範囲にあるものであり、そのように超薄片化するこ
とにより冷間加工性を確保しようとするものである。ま
た、その際の冷間加工も単に成形手段として採用するに
すぎず、これによって磁気特性が改善されるとの示唆は
みられない。
なお、特公昭６１−１５ｍｍ３６号には、Ｓｉ：４〜１
０％を含有し、その他へＱ、Ｍｎ、酸素、硫黄、炭素、
窒素の少なくとも１種を含有する高Ｓｉ鋼を超急冷して
薄帯とすることが開示されている。しかし、この方法は
溶融体から直接に成品もしくはそれに近い生成品にする
のであって、例えば熱間加工、冷間加工は実質上行なわ
ないのであって、仕上げ冷間加工を行なう場合でも圧下
率は５％以下に制限される。
０％を含有し、その他へＱ、Ｍｎ、酸素、硫黄、炭素、
窒素の少なくとも１種を含有する高Ｓｉ鋼を超急冷して
薄帯とすることが開示されている。しかし、この方法は
溶融体から直接に成品もしくはそれに近い生成品にする
のであって、例えば熱間加工、冷間加工は実質上行なわ
ないのであって、仕上げ冷間加工を行なう場合でも圧下
率は５％以下に制限される。
また、特公昭６０−３２７０５号にはＳｉ ５．０〜８
．０重量％等を含む保磁力ｔｉｃが０．１０ｅ以下であ
る磁気特性の優れた（１００）面内無方向性高珪素鋼薄
帯とその製造方法が開示されている。しかし、この方法
は高速冷却を行って厚みが高々１１０ μｍの薄帯をそ
のま＼焼鈍するのであって、得られる磁気特性も無方向
性である。
．０重量％等を含む保磁力ｔｉｃが０．１０ｅ以下であ
る磁気特性の優れた（１００）面内無方向性高珪素鋼薄
帯とその製造方法が開示されている。しかし、この方法
は高速冷却を行って厚みが高々１１０ μｍの薄帯をそ
のま＼焼鈍するのであって、得られる磁気特性も無方向
性である。
これらの従来法による珪＝ｉＥ板はいずれも高Ｓｉ含有
で機械的特性および磁気特性の優れたものではあるが、
さらに高度な磁気特性の要望が多く、その要求に対して
不満足のものが多かった。
で機械的特性および磁気特性の優れたものではあるが、
さらに高度な磁気特性の要望が多く、その要求に対して
不満足のものが多かった。
（発明が解決しようとする問題点）
ここに、本発明の目的とするところは、Ｓｉを２゜５〜
６．５重量％含有し、低鉄損特性の得られる（１１０１
＜００１＞方向に極めて集積度の高い一方向性高珪素
鋼板の製造方法を提供することである。
６．５重量％含有し、低鉄損特性の得られる（１１０１
＜００１＞方向に極めて集積度の高い一方向性高珪素
鋼板の製造方法を提供することである。
さらに、本発明の別の目的は、急速冷却法による連続Ｓ
ｈ造工程と冷間圧延工程を組み合わせることにより構成
される、低鉄損特性のＳ：含有量の高い＋１１０１ ＜
００１＞方位に集積度の高い一方向性高珪素鋼板の経済
的な製造方法を提イハすることである。
ｈ造工程と冷間圧延工程を組み合わせることにより構成
される、低鉄損特性のＳ：含有量の高い＋１１０１ ＜
００１＞方位に集積度の高い一方向性高珪素鋼板の経済
的な製造方法を提イハすることである。
（問題点を解決するための手段）
本発明者らは、かかる従来技術の問題を解決すべく種々
検討を重ねたところ、インヒビターの微細分散を達成す
るには、前述のようにスラブ高温加熱および熱間圧延材
焼鈍工程によるＭｎＳなどのインヒビターの再固溶を行
うことは必要なく、急速冷却による連続鋳造法により得
られた薄鋳片に冷間加工を施すことにより焼鈍過程にお
いてそのようなインヒビターの微細分散が達成されるこ
とを知り、本発明を完成した。
検討を重ねたところ、インヒビターの微細分散を達成す
るには、前述のようにスラブ高温加熱および熱間圧延材
焼鈍工程によるＭｎＳなどのインヒビターの再固溶を行
うことは必要なく、急速冷却による連続鋳造法により得
られた薄鋳片に冷間加工を施すことにより焼鈍過程にお
いてそのようなインヒビターの微細分散が達成されるこ
とを知り、本発明を完成した。
すなわち、本発明の要旨とするところは、重量％で、
Ｃ：０．０Ｏ０５〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．
１４％、Ｓｉ： ２．５〜６．５ ％、Ｓ ：０．０
０７〜０．０５％、を含有し、 さらに、Ｓｂ：０．０１〜０．１５％、およびＳｅ：０
．００５〜０．０５％のうちの少なくとも１種を含有し
、ならびに所望により、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以
下のうちの少なくとも１種、および／またはＣｏ：１％
以下をさらに含有し、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を冷却面が移動更新する冷却
体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜３．５■
厚の鋳片とすること、得られた薄鋳片に圧下率５０％以
上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３００°Ｃの
温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をもつ集積度
の高いｍｏｌ ＜００１＞方向性の高珪素鋼板の製造方
法である。
１４％、Ｓｉ： ２．５〜６．５ ％、Ｓ ：０．０
０７〜０．０５％、を含有し、 さらに、Ｓｂ：０．０１〜０．１５％、およびＳｅ：０
．００５〜０．０５％のうちの少なくとも１種を含有し
、ならびに所望により、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以
下のうちの少なくとも１種、および／またはＣｏ：１％
以下をさらに含有し、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を冷却面が移動更新する冷却
体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜３．５■
厚の鋳片とすること、得られた薄鋳片に圧下率５０％以
上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３００°Ｃの
温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をもつ集積度
の高いｍｏｌ ＜００１＞方向性の高珪素鋼板の製造方
法である。
かくして、４％以上のＳｉを含有した鋼板を製造する場
合、従来法にあっては、冷間圧延が不可能であったもの
を、本発明によれば、上記ｍｍ成とすることにより急速
冷却後の０．７〜３．５ ｎ＋ｍ厚の薄鋳片にあっても
冷間圧延を可能とし、これに圧下率５０％以上の冷間圧
延を施し焼鈍することによりインヒビターの再固溶等を
行わずに十分にインヒビターを微細分散させることがで
き、したがって再結晶焼鈍によって十分な磁気特性の改
善が可能となるのである。
合、従来法にあっては、冷間圧延が不可能であったもの
を、本発明によれば、上記ｍｍ成とすることにより急速
冷却後の０．７〜３．５ ｎ＋ｍ厚の薄鋳片にあっても
冷間圧延を可能とし、これに圧下率５０％以上の冷間圧
延を施し焼鈍することによりインヒビターの再固溶等を
行わずに十分にインヒビターを微細分散させることがで
き、したがって再結晶焼鈍によって十分な磁気特性の改
善が可能となるのである。
さらに、冷間圧延が可能であることから、冷間圧延が５
０％以上（圧下率）および熱処理をくりかえすことによ
りさらにすぐれた低鉄…特性を有する、極めて集積度の
高い（１１０｝〈００１＞方位に方向性を示す一方向性
高珪素鋼板が製造されるのである。
０％以上（圧下率）および熱処理をくりかえすことによ
りさらにすぐれた低鉄…特性を有する、極めて集積度の
高い（１１０｝〈００１＞方位に方向性を示す一方向性
高珪素鋼板が製造されるのである。
換言すれば、急冷したことにより微細結晶となった厚さ
０．７〜３．５ｍｍの薄鋳片であるため、これを５０％
以上の圧下率で冷間圧延することによりインヒビターの
微細分散が効果的に行われるのであって、たとえ急冷し
た微細結晶を存していても例えば１００μｍ程度の極薄
帯では圧下率５０％以上の冷間加工を施してもそのよう
な効果はみられない。
０．７〜３．５ｍｍの薄鋳片であるため、これを５０％
以上の圧下率で冷間圧延することによりインヒビターの
微細分散が効果的に行われるのであって、たとえ急冷し
た微細結晶を存していても例えば１００μｍ程度の極薄
帯では圧下率５０％以上の冷間加工を施してもそのよう
な効果はみられない。
（作用）
次に、本発明において鋼組成および製造条件を上述のよ
うに限定した理由を詳細に説明する。
うに限定した理由を詳細に説明する。
炭素（Ｃ）は製鋼技術においてｏ、ｏｏｏｓ％以下の溶
鋼を製造することが困難なためｃ ：０．０Ｏ０５％以
上とし、一方、０．０８％超では脱炭が困難なため０．
０８％以下とした。本発明方法では特にＣを含有させる
必要もなく 、ｏ、ｏｏｏｓ〜０．０１％以下を好適範
囲とし、その場合、脱炭工程を省略することが可能であ
る。
鋼を製造することが困難なためｃ ：０．０Ｏ０５％以
上とし、一方、０．０８％超では脱炭が困難なため０．
０８％以下とした。本発明方法では特にＣを含有させる
必要もなく 、ｏ、ｏｏｏｓ〜０．０１％以下を好適範
囲とし、その場合、脱炭工程を省略することが可能であ
る。
マンガン（Ｍｎ）は通常の製鋼において約０．０５％含
有されており、固溶しているＳと結合してＭｎＳとなり
、Ｓの鉄損劣化に及ぼす影響を抑制し、さらに圧延加工
性を増すことが知られているので、本発明においてもそ
の効果を好適に示すには、Ｍｎ０．０３〜０．１４％、
好ましくは０．０５〜０．１２％である。
有されており、固溶しているＳと結合してＭｎＳとなり
、Ｓの鉄損劣化に及ぼす影響を抑制し、さらに圧延加工
性を増すことが知られているので、本発明においてもそ
の効果を好適に示すには、Ｍｎ０．０３〜０．１４％、
好ましくは０．０５〜０．１２％である。
珪素（Ｓｉ）は、２．５％未満では、高温（約１０００
〜１３００℃）でγ相となり、最終焼鈍温度を１０００
℃以上にとれないことと低鉄損値が得られないため、本
発明では２．５％以上とする。一方、６．５％より多い
と脆化して、前記条件下では冷間圧延不能となるため、
６．５％以下とした。、３〜５，５％が好ましい。
〜１３００℃）でγ相となり、最終焼鈍温度を１０００
℃以上にとれないことと低鉄損値が得られないため、本
発明では２．５％以上とする。一方、６．５％より多い
と脆化して、前記条件下では冷間圧延不能となるため、
６．５％以下とした。、３〜５，５％が好ましい。
硫黄（Ｓ）は、本発明にあってはＳ ０．００７〜０．
０５％、好ましくは０．０１〜０．０３５％の添加が必
要とされる。本発明にあって、ＳはＭｎＳとして析出し
、インヒビターの作用をするため、その析出形態は急冷
凝固につづ（冷間圧延時に十分コントロールされなけれ
ばならない。
０５％、好ましくは０．０１〜０．０３５％の添加が必
要とされる。本発明にあって、ＳはＭｎＳとして析出し
、インヒビターの作用をするため、その析出形態は急冷
凝固につづ（冷間圧延時に十分コントロールされなけれ
ばならない。
アンチモン（Ｓｂ）、セレン（Ｓｅ）は、本発明にあっ
ては、そのうちの少なくとも１種含有される。
ては、そのうちの少なくとも１種含有される。
ｓｂは凝固した薄鋳片内に存在することによりより集積
度の高い（１１０｝〈００１＞珪素鋼が得られるため、
０．Ｏ１〜０．１５％、好適には０．０２〜０．０７％
含有させる。
度の高い（１１０｝〈００１＞珪素鋼が得られるため、
０．Ｏ１〜０．１５％、好適には０．０２〜０．０７％
含有させる。
Ｓｅも同様に凝固した薄鋳片内に存在することにより一
層集積度の高い（１１０｝〈００１＞珪素鋼が得られる
ため０．００５〜０．０５％、好適には０．０１〜０．
０３％含有させる。
層集積度の高い（１１０｝〈００１＞珪素鋼が得られる
ため０．００５〜０．０５％、好適には０．０１〜０．
０３％含有させる。
ニッケル（Ｎｉ）および銅（Ｃｕ）は、延性をさらに向
上させるためにそれぞれが１％以下となる量で少なくと
も１種添加してもよい。
上させるためにそれぞれが１％以下となる量で少なくと
も１種添加してもよい。
なお、本発明にあっては、さらに磁気特性を向上させる
ために必要に応じＣｏを１％以下を添加してもよい。
ために必要に応じＣｏを１％以下を添加してもよい。
次いで、本発明によれば、このような鋼組成を有する溶
湯を移動更新する冷却体上に連続的に供給して冷却凝固
し、０．７〜３．５ｍｓ＋厚の鋳片を製造するが、その
場合、３．５■厚超では多くの場合冷却速度不足で、一
方、０ 、７ｍｍ厚未満では冷間圧延率不足となり、結
晶粒方位の集積が十分とならない。
湯を移動更新する冷却体上に連続的に供給して冷却凝固
し、０．７〜３．５ｍｓ＋厚の鋳片を製造するが、その
場合、３．５■厚超では多くの場合冷却速度不足で、一
方、０ 、７ｍｍ厚未満では冷間圧延率不足となり、結
晶粒方位の集積が十分とならない。
ここに、「移動更新する冷却体」とは、順次操り出され
る新しい冷却面をもった冷却体である。
る新しい冷却面をもった冷却体である。
このような連続鋳造装置の代表例にはいわゆる双ロール
法と片ロール法等があるが、特に装置の形式は本発明で
は制限されない、これらの方法により０．７〜３．５ｍ
ｍ厚鋳片を製造した場合の冷却速度は１０００℃程度ま
で一般には１０２〜１０’ ℃／ｓｅｃであり、この後
、冷却体から鋳片は離れる場合が多く、その場合は空冷
されるため冷却速度は低下する。さらに冷却体より刈れ
た後は、水あるいは温水を噴霧するなどして冷却するこ
とが好ましい。
法と片ロール法等があるが、特に装置の形式は本発明で
は制限されない、これらの方法により０．７〜３．５ｍ
ｍ厚鋳片を製造した場合の冷却速度は１０００℃程度ま
で一般には１０２〜１０’ ℃／ｓｅｃであり、この後
、冷却体から鋳片は離れる場合が多く、その場合は空冷
されるため冷却速度は低下する。さらに冷却体より刈れ
た後は、水あるいは温水を噴霧するなどして冷却するこ
とが好ましい。
本発明においては、上述のような高速冷却によって微細
結晶とするが、それに必要な冷却速度は、好ましくは１
０２〜１０”Ｃ／ｓｅｃである。
結晶とするが、それに必要な冷却速度は、好ましくは１
０２〜１０”Ｃ／ｓｅｃである。
このようにして得られた鋳片を必要により中間焼鈍等を
はさみ複数回冷間圧延をくりかえす等の方法で５０％以
上、好適には６０％以上の圧下率での冷間圧延を行い板
厚を０．１５ｍ＋＋＋厚以上、好適には０゜２１１０１
厚以上として最終焼鈍の前段階とする。５０％未満の圧
下率では十分な歪が加わらないため再結晶焼鈍時にＭｎ
Ｓ、 ＭｎＳｂ、 ＭｎＳｅ等のインヒビターの微細分
散が十分起こらない。好ましくは５０〜９０％の圧下率
である。
はさみ複数回冷間圧延をくりかえす等の方法で５０％以
上、好適には６０％以上の圧下率での冷間圧延を行い板
厚を０．１５ｍ＋＋＋厚以上、好適には０゜２１１０１
厚以上として最終焼鈍の前段階とする。５０％未満の圧
下率では十分な歪が加わらないため再結晶焼鈍時にＭｎ
Ｓ、 ＭｎＳｂ、 ＭｎＳｅ等のインヒビターの微細分
散が十分起こらない。好ましくは５０〜９０％の圧下率
である。
最後に、（１１０） ＜００１＞集積度を高める再結晶
のため１３００℃以下、６００℃以上で焼鈍を行う、６
００℃未満では焼鈍の効果が得られない。好適にはこの
再結晶焼鈍は８００〜１０００℃で行った後、１１００
℃以上で再度行う。１３００℃超では工業的には困難な
処理といえるからである。
のため１３００℃以下、６００℃以上で焼鈍を行う、６
００℃未満では焼鈍の効果が得られない。好適にはこの
再結晶焼鈍は８００〜１０００℃で行った後、１１００
℃以上で再度行う。１３００℃超では工業的には困難な
処理といえるからである。
なお、炭素金星の多いものについては脱炭焼鈍の後、所
望により、最終焼鈍を行ってもよい。
望により、最終焼鈍を行ってもよい。
ここに、本発明によりＭｎ Ｓ 、 ＭｎＳｂ、 Ｍｎ
Ｓｅ等のインヒビターの微細分散およびそれによる＋１
１０｝〈００１＞方位の集積の改善の機構は次のように
考えられる。
Ｓｅ等のインヒビターの微細分散およびそれによる＋１
１０｝〈００１＞方位の集積の改善の機構は次のように
考えられる。
急速冷却により微細分散したＭｎＳ、 ＭｎＳｂ、 Ｍ
ｎＳｅ析出物を冷間圧延の歪により破砕することで再結
晶焼鈍時にさらに黴細なＭｎＳ、 ＭｎＳｂ、 ＭｎＳ
ｅを鋼中に分散させ得る。この微細分散した析出物が強
力なインヒビターとなり、再結晶焼鈍時に＋１１０｝〈
００１＞方位の結晶粒を優先成長させ、集積度の高い（
１１０｝〈００１＞集合組織が得られる。
ｎＳｅ析出物を冷間圧延の歪により破砕することで再結
晶焼鈍時にさらに黴細なＭｎＳ、 ＭｎＳｂ、 ＭｎＳ
ｅを鋼中に分散させ得る。この微細分散した析出物が強
力なインヒビターとなり、再結晶焼鈍時に＋１１０｝〈
００１＞方位の結晶粒を優先成長させ、集積度の高い（
１１０｝〈００１＞集合組織が得られる。
以上のように、本発明方法により産業上有用なｍｏｌ
＜ＯＬＤ方位の一方向性高珪素鋼板の好適な製造が可能
となる。
＜ＯＬＤ方位の一方向性高珪素鋼板の好適な製造が可能
となる。
次に、本発明の実施例について説明する。
実施例１
第１表に示す鋼組成を有する薄板を以下の２通りの方法
で作製した。
で作製した。
〈方法１〉
５０ｒ、ｐ、ｍ、で回転する直径２００ＩＩｍ超硬合金
製双ロールの間隙に溶湯を注ぎ、１．５ｍｍ厚で５０ｍ
ｍ幅の超薄鋳片を製造した。この鋳片を酸洗した後、８
０９イの冷間圧延を施し、０．３１厚の′３仮とした。
製双ロールの間隙に溶湯を注ぎ、１．５ｍｍ厚で５０ｍ
ｍ幅の超薄鋳片を製造した。この鋳片を酸洗した後、８
０９イの冷間圧延を施し、０．３１厚の′３仮とした。
〈方法２〉
鋳型を用イテ５０＋ａ＋ａ ｘ ２００ ｍｍ Ｘ ３
００ ｍｎの鋳片にＳＲ込んだ後、１０００℃に加熱し
てから２５ｍｍ厚にまで軌間鍛造した。次いで、再び、
１ｏｏｏ℃まで加熱し、熱間圧延により１．５ ｍｍに
まで圧延した。さらに１２００℃に１０分加熱した後、
８０℃の温水中に急冷し、最後に圧下率８０％の冷間圧
延により０，３１厚の薄板とした。
００ ｍｎの鋳片にＳＲ込んだ後、１０００℃に加熱し
てから２５ｍｍ厚にまで軌間鍛造した。次いで、再び、
１ｏｏｏ℃まで加熱し、熱間圧延により１．５ ｍｍに
まで圧延した。さらに１２００℃に１０分加熱した後、
８０℃の温水中に急冷し、最後に圧下率８０％の冷間圧
延により０，３１厚の薄板とした。
これらの薄板を塩浴中にて８００℃で５分間焼鈍し、１
次再結晶させた。次に、Ｎ、雰囲気中にて５０℃／ｈの
昇温速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃で３時間
均熱焼鈍した。その後、希ｔＪｉ＃腐食により５ｍｍ以
上の大きさに成長した２次再結晶粒の存在を調べたのち
、エッチピット法により５ｍｍ以上の２次再結晶粒につ
いての（ＩＬＯＩ ＜００１＞方位の結晶粒の率を測定
した。結果を第２表に示す。
次再結晶させた。次に、Ｎ、雰囲気中にて５０℃／ｈの
昇温速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃で３時間
均熱焼鈍した。その後、希ｔＪｉ＃腐食により５ｍｍ以
上の大きさに成長した２次再結晶粒の存在を調べたのち
、エッチピット法により５ｍｍ以上の２次再結晶粒につ
いての（ＩＬＯＩ ＜００１＞方位の結晶粒の率を測定
した。結果を第２表に示す。
第２表から明らかなように本発明において規定する、期
成の範囲内ムこあるａ種Ｂ、Ｃ，Ｄについては従来の圧
延法では実現できなかった＋１１０１ ＜００１＞方位
に結晶粒の高度の集積がみられ、（１１０＋ ＜Ｏａｔ
＞方位の高度集積性の珪素鋼板が得られることがわかる
。また、本発明にかかる組成範囲外の鋼種Ａは、Ｓｉ含
量が少ないため本発明方法による操作を行っても最終焼
鈍時にＴ相析出が起こり、２次再結晶せず、また鋼種Ｅ
はＳｉ含量が多いため、冷間圧延が不可能となり比較で
きなかった。
成の範囲内ムこあるａ種Ｂ、Ｃ，Ｄについては従来の圧
延法では実現できなかった＋１１０１ ＜００１＞方位
に結晶粒の高度の集積がみられ、（１１０＋ ＜Ｏａｔ
＞方位の高度集積性の珪素鋼板が得られることがわかる
。また、本発明にかかる組成範囲外の鋼種Ａは、Ｓｉ含
量が少ないため本発明方法による操作を行っても最終焼
鈍時にＴ相析出が起こり、２次再結晶せず、また鋼種Ｅ
はＳｉ含量が多いため、冷間圧延が不可能となり比較で
きなかった。
この第２表から、本発明にかかる方法によれば、従来法
の圧延法の場合に比べ［１１０｝〈００１＞方位に極め
て集積度の高い珪素鋼板を得られることは明らかである
。
の圧延法の場合に比べ［１１０｝〈００１＞方位に極め
て集積度の高い珪素鋼板を得られることは明らかである
。
（注ン １１； 本発明の範囲外
第２表
方法２−低来り１１
実施例２
第３表の組成の薄板を次の方法によって製作した。
１００ ｒ、ｐ、ｎ＋、で回転する直径３００Ｉの銅製
双ロールの間隙に溶湯を注ぎ、２．０ ｍｍ厚の薄鋳片
を製造した。その後、スケールを硫酸酸洗により除去し
、所定の板厚（０，２〜０．４ ｍｍ）にまで冷間圧延
した。
双ロールの間隙に溶湯を注ぎ、２．０ ｍｍ厚の薄鋳片
を製造した。その後、スケールを硫酸酸洗により除去し
、所定の板厚（０，２〜０．４ ｍｍ）にまで冷間圧延
した。
このようにして得た薄板を塩浴中にて８５０℃で３分間
焼鈍し１次再結晶させ、次いで５０％Ｎ、 −Ｈ，雰囲
気中にて５０℃／ｈの昇温速度で１１５０℃まで昇温し
、１１５０℃で５時間焼鈍した。この薄板から圧延方向
の磁気特性を測定するため、２５ｃｍのエプスタイン鉄
ｔｐ試験用試験片を打ち抜き、８５０℃で１０分間の焼
鈍により歪取りし、開枠と比較試料として市販の３％Ｓ
ｉ含有一方向性珪素鋼板を使用して鉄損値を測定した結
果を第４表に示す。この第４表から、本発明方法により
、従来の一方向性珪素鋼板よりも鉄損値の低い優れた電
磁用鋼板が製造できることが容易に理解できる。
焼鈍し１次再結晶させ、次いで５０％Ｎ、 −Ｈ，雰囲
気中にて５０℃／ｈの昇温速度で１１５０℃まで昇温し
、１１５０℃で５時間焼鈍した。この薄板から圧延方向
の磁気特性を測定するため、２５ｃｍのエプスタイン鉄
ｔｐ試験用試験片を打ち抜き、８５０℃で１０分間の焼
鈍により歪取りし、開枠と比較試料として市販の３％Ｓ
ｉ含有一方向性珪素鋼板を使用して鉄損値を測定した結
果を第４表に示す。この第４表から、本発明方法により
、従来の一方向性珪素鋼板よりも鉄損値の低い優れた電
磁用鋼板が製造できることが容易に理解できる。
第３表
（重量％）
第４表
実施例３
第３表の鋼種Ｇを用い、１５０ ｒ、ｐ、ｓ、で回転す
る直径２００ ＋＊ｍの超硬合金製双ロールの間隙に溶
湯を注入し、０．３〜５ＩＩＩＩｍ厚の（０，３，ｏ、
ｓ、 ０．７； １．５．２゜５、３．０．４．０．５
．０ＬＩ１１の８種類について）の薄鋳片を製造した。
る直径２００ ＋＊ｍの超硬合金製双ロールの間隙に溶
湯を注入し、０．３〜５ＩＩＩＩｍ厚の（０，３，ｏ、
ｓ、 ０．７； １．５．２゜５、３．０．４．０．５
．０ＬＩ１１の８種類について）の薄鋳片を製造した。
その後、硫酸酸洗によりスケールを除去し、圧下率７５
％で冷間圧延を施し、次いで塩浴中にて８００℃で１０
分間焼鈍し１次結晶させ、次に■２雰囲気中にて３０℃
／ｈの昇温速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃で
５時間焼鈍した。
％で冷間圧延を施し、次いで塩浴中にて８００℃で１０
分間焼鈍し１次結晶させ、次に■２雰囲気中にて３０℃
／ｈの昇温速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃で
５時間焼鈍した。
これらの試料について（１１０｝〈００１＞方位の結晶
粒の率をエッチピント法により測定した結果を第１図に
示す。この第１図から、薄鋳片の厚さが０．７〜３．５
ａｍの範囲で（１１０｝〈００１＞方位の結晶粒が増
大し、その割合はは＼゛９０〜１００％となっているこ
とがわかる。
粒の率をエッチピント法により測定した結果を第１図に
示す。この第１図から、薄鋳片の厚さが０．７〜３．５
ａｍの範囲で（１１０｝〈００１＞方位の結晶粒が増
大し、その割合はは＼゛９０〜１００％となっているこ
とがわかる。
実施例４
第３表の鋼種Ｈを用い、２０Ｏｒ、ｐ、ｎ＋、で回転す
る直径２００ ｍ−の超硬合金製双ロールの間隙に溶湯
を注入し、１．５ ｍｍ厚の薄鋳片を製造した。次いで
、硫酸酸洗によりスケールを除去し、圧下率が３０〜９
０％の（３０，３８，４５，５０−６０，７０，８０，
９０％の８種類について）冷間圧延を施した後、５０℃
／ｈの昇温速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃で
５時間均熱焼鈍した。
る直径２００ ｍ−の超硬合金製双ロールの間隙に溶湯
を注入し、１．５ ｍｍ厚の薄鋳片を製造した。次いで
、硫酸酸洗によりスケールを除去し、圧下率が３０〜９
０％の（３０，３８，４５，５０−６０，７０，８０，
９０％の８種類について）冷間圧延を施した後、５０℃
／ｈの昇温速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃で
５時間均熱焼鈍した。
これらの試料について、（１１０｝〈００１＞方向の結
晶粒の割合をエッチピント法により測定した結果を第２
図に示す。この第２図から、明らかに冷間圧延率５０％
以上で（１１０） ＜００１＞方位の結晶粒率が増大し
、その割合はは１７０〜１００％と、集積度が高まるこ
とがわかる。
晶粒の割合をエッチピント法により測定した結果を第２
図に示す。この第２図から、明らかに冷間圧延率５０％
以上で（１１０） ＜００１＞方位の結晶粒率が増大し
、その割合はは１７０〜１００％と、集積度が高まるこ
とがわかる。
（発明の効果）
以上、本発明にかかる方法により製造された一方向性高
珪素鋼板は従来の一方向性珪素鋼板よりさらに高度に優
れた８！械的性質を有し、また磁気特性に優れた電磁鋼
板としての広範囲な利用が期待される。また、移動更新
する冷却体上での急速冷却法により薄鋳片を製造する方
法をとったため、従来必要と考えられてきた熱処理工程
が省略できて、従来に比べ著しく安価で、Ｓｉ含有量が
高く、低鉄損特性の得られる一方向性高珪素鋼板の製造
が可能であり、工業上極めて有用である。
珪素鋼板は従来の一方向性珪素鋼板よりさらに高度に優
れた８！械的性質を有し、また磁気特性に優れた電磁鋼
板としての広範囲な利用が期待される。また、移動更新
する冷却体上での急速冷却法により薄鋳片を製造する方
法をとったため、従来必要と考えられてきた熱処理工程
が省略できて、従来に比べ著しく安価で、Ｓｉ含有量が
高く、低鉄損特性の得られる一方向性高珪素鋼板の製造
が可能であり、工業上極めて有用である。
第１図は、本発明における一方向性高珪素鋼板の急速冷
却後の鋳片板厚と（１１０｝〈００１＞方位の結晶粒の
率との関係を示すグラフ：および第２図は、本発明にお
ける各冷間圧延率と（１１０｝〈００１＞方位の結晶粒
率との関係を示すグラフである。
却後の鋳片板厚と（１１０｝〈００１＞方位の結晶粒の
率との関係を示すグラフ：および第２図は、本発明にお
ける各冷間圧延率と（１１０｝〈００１＞方位の結晶粒
率との関係を示すグラフである。
Claims (4)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．
１４％、Ｓｉ：２．５〜６．５％、Ｓ：０．００７〜０
．０５％、を含有し、 さらにＳｂ：０．０１〜０．１５％、およびＳｅ：０．
００５〜０．０５％のうちの少なくとも１種を含有し、
残部がＦｅおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷
却体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜３．５
ｍｍ厚の鋳片を得ること、および、得られた鋳片に圧下
率５０％以上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３
００℃の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をも
つ集積度の高い｛１１０｝〈００１〉方向性の高珪素鋼
板の製造方法。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．
１４％、Ｓｉ：２．５〜６．５％、Ｓ：０．００７〜０
．０５％、を含有し、 さらにＳｂ：０．０１〜０．１５％、およびＳｅ：０．
００５〜０．０５％のうちの少なくとも１種、 ならびにＮｉ：１％以下、およびＣｕ：１％以下のうち
の少なくとも１種を含有し、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷
却体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜２．０
ｍｍ厚の鋳片を得ること、および、得られた鋳片に圧下
率５０％以上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３
００℃の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をも
つ集積度の高い｛１１０｝〈００１〉方向性の高珪素鋼
板の製造方法。 - （３）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．
１４％、Ｓｉ：２．５〜６．５％、Ｓ：０．００７〜０
．０５％、を含有し、 さらにＳｂ：０．０１〜０．１５％、およびＳｅ：０．
００５〜０．０５％のうちの少なくとも１種、 ならびにＣｏ：１％以下を含有し、 残部がＦｅおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷
却体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜３．５
ｍｍ厚の鋳片を得ること、および、得られた鋳片に圧下
率５０％以上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３
００℃の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をも
つ集積度の高い｛１１０｝〈００１〉方向性の高珪素鋼
板の製造方法。 - （４）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．
１４％、Ｓｉ：２．５〜６．５％、Ｓ：０．００７〜０
．０５％、を含有し、 さらにＳｂ：０．０１〜０．１５％、およびＳｅ：０．
００５〜０．０５％のうちの少なくとも１種、 Ｎｉ：１％以下、およびＣｕ：１％以下のうちの少なく
とも１種、 ならびにＣｏ：１％以下を含有し、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷
却体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜３．５
ｍｍ厚の鋳片を得ること、および、得られた鋳片に圧下
率５０％以上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３
００℃の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をも
つ集積度の高い｛１１０｝〈００１〉方向性の高珪素鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP715087A JPS63176427A (ja) | 1987-01-14 | 1987-01-14 | 一方向性高珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP715087A JPS63176427A (ja) | 1987-01-14 | 1987-01-14 | 一方向性高珪素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63176427A true JPS63176427A (ja) | 1988-07-20 |
Family
ID=11658041
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP715087A Pending JPS63176427A (ja) | 1987-01-14 | 1987-01-14 | 一方向性高珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63176427A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02258922A (ja) * | 1989-03-30 | 1990-10-19 | Nippon Steel Corp | 一方向性高磁束密度電磁鋼板の製造方法 |
| JPH02258925A (ja) * | 1989-03-30 | 1990-10-19 | Nippon Steel Corp | 極薄高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US5051138A (en) * | 1989-03-30 | 1991-09-24 | Nippon Steel Corporation | Method of producing grain oriented electrical steel sheet having high magnetic flux |
| EP0398114B2 (en) † | 1989-05-13 | 2001-12-19 | Nippon Steel Corporation | Process for preparation of thin grain oriented electrical steel sheet having superior iron loss and high flux density |
-
1987
- 1987-01-14 JP JP715087A patent/JPS63176427A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02258922A (ja) * | 1989-03-30 | 1990-10-19 | Nippon Steel Corp | 一方向性高磁束密度電磁鋼板の製造方法 |
| JPH02258925A (ja) * | 1989-03-30 | 1990-10-19 | Nippon Steel Corp | 極薄高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US5051138A (en) * | 1989-03-30 | 1991-09-24 | Nippon Steel Corporation | Method of producing grain oriented electrical steel sheet having high magnetic flux |
| EP0398114B2 (en) † | 1989-05-13 | 2001-12-19 | Nippon Steel Corporation | Process for preparation of thin grain oriented electrical steel sheet having superior iron loss and high flux density |
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