JP2001254155A - 高周波鉄損特性に優れた高けい素鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高周波鉄損特性に優れた高けい素鋼板を提供
する。 【解決手段】 重量％で、Si：4％超7％以下であり、ま
たはさらに、C：0.01％以下、Mn：0.5％以下、P：0.01
％以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.2％以下を含み、方
位差が0.5度以上7度以下の亜結晶粒界が結晶粒内に存在
する高けい素鋼板。または、重量％で、Si：4％超7％以
下であり、またはさらに、C：0.01％以下、Mn：0.5％以
下、P：0.01％以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.2％以
下を含み、方位差が0.5度以上7度以下の亜結晶粒界によ
り区分けされた領域（亜結晶粒）が存在し、前記亜結晶
粒径が板厚の4/5以下である高けい素鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、トランスやモ−タ
の鉄心材料等に使用される高けい素鋼板に関し、特に高
周波磁気特性に優れた高けい素鋼板に関する。

【０００２】

【従来の技術】トランスやモ−タ等の電気機器用鉄心材
料として広く用いられるけい素鋼板には、通常、集合組
織制御および固有抵抗増大のためにSiが添加される。こ
のけい素鋼板の軟磁気特性はSiの添加量と共に向上し、
特に6.5％付近で最高の透磁率を示すことが知られてい
る。また、高けい素鋼と呼ばれるSi含有量が約4％超の
けい素鋼板は、電気抵抗が高いため特に高周波領域での
磁気特性が優れる。しかしSi含有量が4％を越えると加
工性が急激に劣化するため、従来は圧延により工業的規
模で高けい素鋼板を製造することは不可能とされてい
た。しかし近年、浸珪法（例えば、特公平5-49745号公
報等に示される製造技術）による薄板製造技術が開発さ
れ、板厚0.03mm〜0.5mm程度の高けい素鋼板の製造が可
能となった。浸珪法とは、工業的プロセスで圧延が可能
なSi:4％未満の薄鋼板と四塩化けい素とを高温で反応さ
せることによりSiを浸透させ、浸透したSiを板厚方向に
拡散させることにより高けい素鋼板を得る方法であり、
例えば特公平5-49745号公報では、鋼板を四塩化けい素
が5〜35vol％含まれる無酸化性ガス雰囲気中において10
23〜1200℃の温度で連続的に浸珪処理し、コイル状の高
けい素鋼板を得ている。通常、この浸珪処理ではSi供給
用の原料ガスとして四塩化けい素が使用され、この四塩
化けい素は以下に示す浸珪反応式により鋼板と反応して
Si富化層がけい素鋼板表層に成長する。 SiCl₄ + 5Fe → Fe₃Si + 2FeCl₂

【０００３】このようにして鋼板表層に成長したSi富化
層中のSiは、四塩化けい素を含まない無酸化性雰囲気中
で鋼板を均熱処理することにより板厚方向に拡散され
る。

【０００４】一方、高周波磁気特性に優れる高けい素鋼
板においても、高周波での更なる低鉄損化が要望されて
いるのが現状である。一般に、けい素鋼板の鉄損は履歴
損失と渦電流損失の和であり、高周波領域で使用された
場合には渦電流損失が全鉄損の大半を占める。渦電流損
失は、磁区構造に依存しており、渦電流低減のための最
も簡便な方法としては、結晶粒を小径化し、粒界を多く
することによる磁区の細分化が挙げられる。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、例え
ば、高けい素鋼板の製造方法である浸珪法では、高温長
時間焼鈍が必須であるため、この焼鈍中に板厚の1.5倍
程度の粒径まで粒成長してしまい、結晶粒の小径化は不
可能である。

【０００６】また、Si含有量が比較的低く、磁区が高け
い素鋼板よりも粗大な方向性けい素鋼板においては、磁
区の細分化技術（例えば、特開平11-124629号公報）に
よる渦電流低減が提案されているが、同様の技術を高け
い素鋼板に適用することは、製造コストや製造安定性に
問題があり実用的ではない。

【０００７】本発明はかかる事情に鑑みなされたもの
で、高周波鉄損特性に優れた高けい素鋼板を提供するこ
とを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、本発明者らは高けい素鋼板の磁区構造について詳細
な検討を行った。その結果、高けい素鋼板の結晶粒内に
亜結晶粒界が存在すると、磁区が細分化され高周波での
鉄損が低減することを見いだした。更には、亜結晶粒界
の存在により形成される亜結晶粒によって磁区が細分化
され、その結果として高周波での鉄損が低減することを
も見いだした。

【０００９】亜結晶粒界を導入する方法の一つとして、
浸珪反応が挙げられる。浸珪反応によって亜結晶粒界が
導入されるメカニズムは明らかではないが、浸珪反応に
より生成するSi富化層の核生成または成長の不均一性、
あるいはSi富化層と板内部との応力緩和に起因している
と考えられる。

【００１０】本発明はかかる知見に基づきなされたもの
で、以下のような構成を有する。 [1] 重量％で、Si：4％超7％以下であり、方位差が0.5
度以上7度以下の亜結晶粒界が結晶粒内に存在すること
を特徴とする高周波鉄損特性に優れた高けい素鋼板。 [2]重量％で、Si：4％超7％以下であり、方位差が0.5度
以上7度以下の亜結晶粒界により区分けされた領域（亜
結晶粒）が存在し、前記亜結晶粒径が板厚の4/5以下で
あることを特徴とする高周波鉄損特性に優れた高けい素
鋼板。 [3]上記[1]または[2]において、さらに、重量％で、C：
0.01％以下、Mn：0.5％以下、P：0.01％以下、S：0.01
％以下、sol.Al：0.2％以下を含むことを特徴とする高
周波鉄損特性に優れた高けい素鋼板。 なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべて重
量％である。

【００１１】

【発明の実施の形態】以下、本発明の詳細をその限定理
由とともに説明する。まず、成分の限定理由を説明す
る。

【００１２】Siは軟磁性を発現させるための元素であ
り、添加量が6.5％で最も優れた軟磁性を示す。Siが4％
以下では高けい素鋼板として所望の軟磁気特性が得られ
ない。一方、Siが7％を越えると飽和磁束密度が著しく
減少する。従ってSi含有量は4％超7％以下とする。

【００１３】Cは軟磁気特性に有害な元素である。特に
0.01％を越えると時効現象により軟磁性が劣化する。従
ってC含有量は0.01％以下とするのが好ましい。

【００１４】MnはSと結合してMnSとなり、熱間加工性を
改善する。しかしMn含有量が0.5％を越えると飽和磁束
密度の減少が大きくなる。従ってMn含有量は0.5％以下
とするのが好ましい。

【００１５】Pは鋼板を脆化させる元素であり、その含
有量はできるだけ低いほうが好ましい。経済性及びPが
0.01％以下であれば実質的にその影響は無視できること
から、P含有量は0.01％以下とするのが好ましい。

【００１６】Sは熱間加工性を低下させる元素であると
ともに軟磁気特性も劣化させるため、その含有量はでき
るだけ低いほうが好ましい。経済性及びSが0.01％以下
であれば実質的にその影響は無視できることから、S含
有量は0.01％以下とするのが好ましい。

【００１７】sol.Alは、軟磁気特性を向上させる元素で
あるが、本発明のようにSiを4％超含有する鋼では、Si
により良好な軟磁気特性を発現させるためAlを含有する
必要は無い。従って経済性の面からsol.Al含有量は0.2
％以下とするのが好ましい。

【００１８】なお、本発明において、上記の鋼板成分以
外に、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純
物をはじめ、他の微量元素を含有するものも本発明の範
囲に含まれる。

【００１９】本発明の鋼板は、方位差が0.5度以上7度以
下の亜結晶粒界が結晶粒内に存在すること、また方位差
が0.5度以上7度以下の亜結晶粒界により区分けされた領
域（亜結晶粒）が存在し、前記亜結晶粒径が板厚の4/5
以下であることが必要であり、これらが本発明において
最も重要な要件である。以下、これについて詳細に説明
する。

【００２０】亜結晶粒界方位差の限定理由を説明する。
方位差0.5度未満の亜結晶粒界は方位差が小さいため磁
区細分化への寄与が小さい。また方位差7度超えの亜結
晶粒界は粒界移動度が通常の結晶粒界とほぼ等しいた
め、浸珪法に必須である高温長時間焼鈍中に板厚の1.5
倍程度まで粒成長し、亜粒界としての磁区細分化に寄与
しない。従って、亜結晶粒界方位差は0.5度以上7度以下
とする。さらに、亜結晶粒界の数は多いほど磁区細分化
効果が大きいので、亜結晶粒界比率（亜結晶粒界数/結
晶粒数）は、0.1以上が望ましい。更に望ましくは2以上
である。

【００２１】次に亜結晶粒径の限定理由を説明する。2.
5％けい素鋼板を出発母材に用いて、亜結晶粒径の異な
る板厚0.3mmの6.4％けい素鋼板を浸珪法により作成し
た。亜結晶粒は浸珪反応時に導入され、浸珪条件をコン
トロールすることによって亜結晶粒径を制御できるの
で、Si含有量を2.5→6.4％まで富化するのに要する時間
（浸珪反応速度）を変化させて亜結晶粒径の異なるサン
プルを作成した。この時、通常の結晶粒径は浸珪反応速
度によらず一定であり、約410μmであった。また、浸珪
拡散後の化学成分は浸珪反応速度によらず一定とした。
得られたサンプルについて亜結晶粒径と鉄損の関係を調
べた結果を図1に示す。

【００２２】ここで、亜結晶粒径は板面をOIM（Orienta
tion Image Microscopy：電子線後方散乱回折型結晶方
位測定装置）によって板面における方位差0.5度以上7度
以下の亜結晶粒界を検出することによって測定し、亜結
晶粒界によって区分けされた単結晶と見なせる領域の面
積から、円近似によって算出した。

【００２３】図1より、亜結晶粒径が240μm（板厚の4/
5）以下の領域で鉄損低減効果が認められる。以上よ
り、亜結晶粒径は板厚の4/5以下とする。

【００２４】なお、本発明の効果は亜結晶粒界の導入方
法に拘わりなく得られるものであり、上記のような浸珪
法での条件をコントロ−ルする方法以外に他の手法で亜
結晶粒界を導入した場合にも同様の効果が得られる。

【００２５】また、本発明の対象は方向性けい素鋼板で
あるか無方向性けい素鋼板であるかは問わない。また、
通常、けい素鋼板の表面には絶縁を目的とした皮膜が形
成されるが、本発明の効果はこのような皮膜の有無にも
影響されない。

【００２６】また、本発明では薄板を得る方法に特別な
制約はなく、先に述べた特殊な圧延法や浸珪法等、適宜
な方法で製造された高けい素鋼板に適用できる。

【００２７】

【実施例】表1に示す成分を有する板厚0.2、0.1、0.0
5、0.03mmの高けい素鋼板を浸珪法により作成した。こ
の時、母材低Si鋼板の表面粗さ及び浸珪反応速度を変化
させて亜結晶粒界比率の異なるサンプルを作成した。通
常の結晶粒径は浸珪条件によらず、板厚に依存して一定
であった。各板厚での通常の結晶粒径と成分を併せて表
1に示す。

【００２８】

【表1】

【００２９】また、上記方法により得られたサンプルの
亜結晶粒および結晶粒の一例を図2に示す。

【００３０】さらに、亜結晶粒界比率と鉄損との関係を
図3（板厚0.2mmの高けい素鋼板の場合）及び図4（板厚
0.1、0.05、0.03mmの高けい素鋼板の場合）に示す。

【００３１】ここで、亜結晶粒界比率は、OIMを用いて
板面について100個の結晶粒を調査し、方位差0.5度以上
7度以下の亜結晶粒界数を測定し、100個の結晶粒に対す
る割合として算出した。

【００３２】また、得られた各サンプルを外径45mm、内
径33mmのリングサンプルに加工し、積み厚1mmでの鉄損
を測定した。

【００３３】図3より、亜結晶粒界比率が0.1以上で鉄損
が低減し、2以上でさらに鉄損が低減しているのがわか
る。一方、亜結晶粒界比率が0すなわち亜結晶粒界が結
晶粒内に存在しない場合は鉄損が高くなっている。

【００３４】図4より、板厚0.1、0.05、0.03mmの高けい
素鋼板の場合でも板厚0.2mmの高けい素鋼板の場合（図
3）と同様に、亜結晶粒界比率が0.1以上で鉄損が低減
し、2以上でさらに鉄損が低減しているのがわかる。一
方、亜結晶粒界比率が0すなわち亜結晶粒界が結晶粒内
に存在しない場合についても、板厚0.2mmの高けい素鋼
板の場合（図3）と同様に鉄損が高くなっている。

【００３５】

【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば高周
波鉄損特性に優れた高けい素鋼板を得ることができる。
さらに本発明の高けい素鋼板は安価にかつ安定して加工
することができるので、トランスやモ−タ等に使用され
る鉄心材料として最適である。

【図面の簡単な説明】

【図1】亜結晶粒径と鉄損の関係を示す図である。

【図2】亜結晶粒および結晶粒の一例示す図である。

【図3】亜結晶粒界比率と鉄損との関係を示す図であ
る。

【図4】亜結晶粒界比率と鉄損との関係を示す別の図で
ある。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項1】 重量％で、Si：4％超7％以下であり、方
   位差が0.5度以上7度以下の亜結晶粒界が結晶粒内に存在
   することを特徴とする高周波鉄損特性に優れた高けい素
   鋼板。
2. 【請求項2】 重量％で、Si：4％超7％以下であり、方
   位差が0.5度以上7度以下の亜結晶粒界により区分けされ
   た領域（亜結晶粒）が存在し、前記亜結晶粒径が板厚の
   4/5以下であることを特徴とする高周波鉄損特性に優れ
   た高けい素鋼板。
3. 【請求項3】 さらに、重量％で、C：0.01％以下、Mn：
   0.5％以下、P：0.01％以下、S：0.01％以下、sol.Al：
   0.2％以下を含むことを特徴とする請求項1または2記載
   の高周波鉄損特性に優れた高けい素鋼板。