JP2590533B2

JP2590533B2 - 珪素鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2590533B2
Application number: JP15373588A
Authority: JP
Inventors: 俊郎富田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-06-22
Filing date: 1988-06-22
Publication date: 1997-03-12
Anticipated expiration: 2012-03-12
Also published as: JPH01319632A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、｛100｝面集合組織をもった珪素鋼板、特
に板面に対して垂直方向に成長した結晶粒からなり、板
面に対して垂直方向に＜100＞軸が高度に集積した電磁
用の珪素鋼板の製造方法に関する。

より具体的には回転機、変圧器、発電機等の磁心とし
て用いられる磁気特性に優れた珪素鋼板の製造方法に関
する。

（従来の技術）回転機、変圧器等の磁心には従来より珪素鋼板が用い
られている。この珪素鋼板に要求される磁性は交番磁界
中での磁気的なエネルギー損失（鉄損）が少なく、実用
的な磁界中での磁束密度が高いということである。これ
を実現するには電気抵抗を高め、容易磁化方向であるbc
c格子の＜100＞方向を使用する際の磁界の方向に集積さ
れた鋼板とすることが必要となる。

現在３％程度のSiを含む一方向性珪素鋼板では圧延方
向に＜100＞軸が集積し、圧延方向に磁界をかけて使用
した場合優れた磁気特性を示す。しかし、回転機等磁界
が板内面の色々な方向にかかるような場合には、この一
方向性珪素鋼では圧延方向以外の方向に磁化し難いため
使用できず、いわゆる無方向性珪素鋼板が使用されてき
ている。

このような板面内の１つの方向だけでなく２つ以上の
方向に磁界が加わる場合に最も適した集合組織は板面垂
直方向に＜100＞軸が集積したものである。なぜなら、
この場合、３つの互いに直交した＜100＞軸のうち２つ
の＜100＞軸、すなわちち容易磁化方向が必ず板面内に
あるためである。板面内での＜100＞軸の集積具合は、
用途によって望まれるものが異なる。たとえば、板面内
の互いに直交する２方向に磁界が加わるEI型磁心のよう
な場合は｛100｝＜001＞もしくは｛100｝＜011＞方位の
集合組織が好ましく、板面内のあらゆる方向に磁界が加
わる回転機のような場合には｛100｝面内無方向集合組
織のものを使うか、もしくは｛100｝＜001＞、｛100｝
＜011＞型集合組織のものを板面内での角度を変えて打
ち抜いたものを重ねて使用するのが好ましい。

現在までに知られている板面垂直方向に＜100＞軸を
持つ結晶粒組織の製造方法は次の通りである。

（１）凝固組織を用いる方法：鋼を凝固させると熱流方向に＜100＞軸を持つ結晶が
成長する。よって板状に凝固させると熱流方向は冷却面
である板面に垂直となり、この方向に＜100＞軸が配向
した結晶粒組織となる。

（１−１）最近溶湯超急冷法と呼ばれる高速回転する冷
却ロールの表面に溶湯を吹き出し、0.05〜0.5mm厚程度
の薄板を直接製造する方法が研究されている。この方法
で６％程度のSiを含む珪素鋼薄帯を製造すると板面に垂
直かもしくはそれから20〜30゜傾いた方法に長軸を持つ
柱状粒組織となる。しかし板面垂直方向の＜100＞軸密
度は配向性のないものの高々３〜６倍であり、＜100＞
軸の集積度は不充分である。またこの製法では板厚精度
が悪く電磁鋼板にとって必要な高い占積率は確保できな
い。

（１−２）インゴット柱状晶の〔100〕繊維組織を利用
した｛100｝＜001＞集合組織珪素鋼の製造方法にあって
は、特殊は鋳造方法によって製造した柱状晶インゴット
を｛100｝面が圧延面となるように圧延し、1000℃以上
の温度で焼鈍する。

（２）高温焼鈍による方法：（２−１）厚さ0.15mm以下の薄珪素鋼板の場合、弱酸化
性の雰囲気中1000℃以上の温度で焼鈍すると、結晶粒は
一度板厚程度の大きさに成長した後、板面垂直方向に＜
100＞軸を持った結晶粒が表面エネルギーを駆動力とし
て優先成長する。

（２−２）微量のAl等を添加した珪素鋼を交叉圧延（０
゜と90゜方向に２回冷間圧延する圧延方法）し、1150℃
の温度で最終の焼鈍を行うと｛100｝＜001＞方位の結晶
粒が２次再結晶するため、これを利用してその集積度を
高める。

（発明が解決しようとする課題）このように、従来技術にあってもすでにいくつか提案
されているが、今日要求されている特性からすれば、
（１−１）の方法では、＜100＞軸の集積度が低くかつ
板厚精度、占積率に劣る。

一方、（１−２）、（２−１）、（２−２）の方法で
得られる組織は集積度を高めようとすると非常に大きな
結晶粒組織となり通常板厚の10〜100倍の結晶粒とな
る。このため静磁界中での磁化特性は良好でも、交番磁
界中では渦電流損失が大きく、十分に低損失とはならな
い。

また、（１−２）では特殊な鋳造方法によるインゴッ
トを行い、（２−１）で0.15mm以下という薄い板にしか
適用されず（２−２）では交叉圧延という長尺の薄板に
は適用できない圧延方法によっており、工業的には実用
化が非常に困難である。

なお、特開昭61−44130号にてSi:2.0〜8.0重量％、C:
0.016〜1.000重量％を含有する高珪素鉄合金超急冷薄帯
を600〜1300℃で脱炭焼鈍することを特徴とする面内無
方向性電磁鉄板の製造方法が開示されているが、これは
焼鈍開始時の低温での粒成長を抑制し、逆に高温域での
粒成長性を促進させるための方法であり、結晶方位制御
については何ら言及されていない。

（課題を解決するための手段）ここに、本発明者らは、以上のような課題を解決する
ため研究を重ねた結果、ＣおよびＮを含有する冷間圧延
珪素鋼板は弱脱炭・脱窒焼鈍時に、オーステナイト相か
らα−フェライト相へ変態する際に、板面に垂直方向に
＜100＞軸が強く配向すること、および、この結晶を強
脱炭・脱窒焼鈍すれば板厚中心に向かって成長すること
を見出し、本発明を完成した。

本発明の要旨は、Si:0.2〜6.5wt％、C:≧0.005wt％か
つＣ＋N:≧0.03wt％を含有する冷間圧延鋼帯を、そのオ
ーステナイト単相またはオーステナイト相とα−フェラ
イト相の二相状態になる温度であって、その脱炭・脱窒
後、実質的にα−フェライト単相となる温度で、かつ脱
炭・脱窒性雰囲気中で、Ｃ＋N:≦0.01wt％となるまで焼
鈍することにより、板面に対し＜100＞軸を高度に集積
させることを特徴とする珪素鋼板の製造方法である。

前記冷間圧延鋼帯としては、前記成分に、さらにMn:
≦4wt％、Al:≦3wt％およびCo:≦1wt％のうち１種また
は２種以上を含有してもよい。

（作用）本発明をさらに詳細に説明すれば、次の通りである。

Ｃ、Ｎでオーステナイト相領域を拡大した冷間圧延珪
素鋼をまずα−フェライト＋オーステナイト二相域もし
くはオーステナイト相温度域かつＣ、Ｎを除去したとき
α−フェライト単相となる温度域で、一般には850〜100
0℃の温度域で真空中、もしくは露点−20℃以下の不活
性ガス、CO、CO₂および水素ガス雰囲気等の弱脱炭・脱
窒性であり、かつ弱酸化性または非酸化性の雰囲気中で
焼鈍する。この焼鈍によって表面から５〜50μｍの部分
が脱炭、脱窒され、α−フェライト相単相となる。内部
は依然としてα−フェライト＋オーステナイト二相もし
くはオーステナイト単相である。

このような弱脱炭・脱窒性の雰囲気中では、表面部分
は容易に脱炭されるが、表面から100μｍ以上まで脱炭
・脱窒するには非常に多くの時間を要するので、表面の
α−フェライト粒は内部へはゆっくりとしか成長せず、
板面内方向へと２次元的に成長する。このとき、板面に
対し垂直方向に＜100＞軸を持った粒が優先的に成長
し、表面のα−フェライト相単相領域は、板面垂直方向
に＜100＞軸が強く配向した組織となる。この表面α−
フェライト粒の直径は高々30〜300μｍ程度であるが、
集積度は非常に良い。

続いて強く脱炭、脱窒の生じるたとえば露点が＋30℃
の水素中で600℃以上かつ脱炭・脱窒後α−フェライト
単相となる温度で焼鈍すると、表面α−フェライト粒が
内部のα−フェライト＋炭化物の二相、α−フェライト
＋オーステナイト二相もしくはオーステナイト相域に向
って成長し、最終的には両表面から内部へ向って成長し
た柱状粒が板厚中心部で衝突したα−フェライト相の柱
状粒組織となる。

このようにオーステナイト→α−フェライト変態を利
用して表面で生成した集合組織が内部にまで受け継がれ
る。

本発明において鋼組成および熱処理条件ならびに組織
について種々限定するが、その限定理由は次の通りであ
る。なお、特にことわりがない限り「％」は「wt％」で
ある。

組成： Si:透磁率および電気抵抗値を増加し、鉄損値を減少さ
せるため、また、機械的強度を上げるため0.2％以上と
する。一方、過剰に加えると磁束密度が低下し、かつ脆
化するため、6.5％以下とする。好ましくは0.6％以上、
５％以下、より好ましくは0.8％以上、４％以下であ
る。

Ｃ、N:オーステナイト域を拡大し、オーステナイト→α
−フェライト変態による集合組織制御を行うためＣは0.
005wt％以上、かつＣ＋Ｎが0.03％以上含有させる。最
終焼鈍によってＣは0.005％以下、好ましくは0.003％以
下、Ｎは0.01％以下、好ましくは0.005％以下まで除去
する必要があり、余り多量に加えるとこの脱炭・脱窒焼
鈍に長時間を要するので総量で１％以下とするのが好ま
しい。

好ましくは0.04wt％以上、0.5wt％以下、より好まし
くは0.06wt％以上、0.3wt％以下である。また、Ｎは珪
素鋼中に0.1％以上添加することは困難であり、かつ特
にAlを含有させた場合、AlNとして固着され、1000℃以
下の温度では鋼中へ容易に溶解しないため、Ｎに代えて
Ｃを用いるほうが好ましい。

Mn:オーステナイト→α−フェライト変態による集合組
織制御を容易にするため添加することが好ましい。しか
し、Mnはオーステナイト域拡大元素であり、余り多量に
加えると変態温度が過度に低下してしまう。最終焼鈍の
後期は、脱炭・脱窒後、α−フェライト単相となる温度
で焼鈍する必要上、この焼鈍温度をあまり低下させない
ため、脱炭・脱窒後のα−フェライトからのオーステナ
イトへの変態温度が850℃以上となるよう少量添加す
る。さらに、珪素鋼板としては余り過剰に加えると磁束
密度が低下するため、４％以下とするのが好ましい。具
体的に添加できるMn量はα−フェライト域拡大元素であ
るSi、Alに依存するが１％のSiを含有する場合およそ2.
2％Mn以下、２％のSiを含有する場合、およそ3.5％Mn以
下である。

Al:Alは透磁率および電気抵抗値を上げ、鉄損値を低下
させるので添加することが好ましい。しかし、過剰添加
は脆化させるため、また最終焼鈍時に表面酸化および内
部酸化を生じ易くさせるので３％以下が好ましい。より
好ましくは１％以下、さらに好ましくは0.8％以下であ
る。

Co:磁束密度を上昇させるために添加してもよいが、１
％を超えると効果がない。

その他所望により添加しても効果を減じない元素およ
び量は次の通りである。

Ni≦２％、Mo≦１％、Cr≦１％、Cu≦１％、Ｓ≦0.5％、Ｐ≦0.5％、As≦0.05％、 Se≦0.05％、Sb≦0.1％、Ｂ≦0.01％、 Te≦0.1％、Ｖ≦0.05％、Ti≦0.05％。

素材製作方法：冷間圧延を施したものであれば特に問題はない。ここ
で冷間圧延とは再結晶の生じない500℃以下の温度での
圧延を言う。冷間圧延に際して、好ましくは20％以上、
より好ましくは50％以上の圧延率が良い。また中間焼鈍
をはさんで複数回圧延しても良い。板厚は本質的に制限
はないが、実用上の見地からは、集積度の向上のため0.
05mm以上、脱炭・脱窒に長時間を要するので2mm以下が
好ましい。

焼鈍方法：再結晶させるため600℃以上の温度で行うのが好まし
い。

この焼鈍の際、板面に対し垂直方向に＜100＞軸の強
く配向した組織とするために、まず（１）脱炭・脱窒前
にα−フェライト相とオーステナイト相の二相混合状態
もしくはオーステナイト相単相の状態でかつ実質的に脱
炭・脱窒されたときのα−フェライト単相となる温度で
行う。このときの雰囲気は、板表面から５〜70μｍ程度
の深さの領域が脱炭・脱窒され、α−フェライト単相と
なり、それ以上内部まで脱炭・脱窒が進行し難い弱脱炭
性・弱脱窒性もしくはその両者の雰囲気が好ましい。こ
のような遅い脱炭・脱窒によってオーステナイト相から
α−フェライト相へとゆっくりと変態させ、かつ板面と
平行な方向へとα−フェライト粒を成長させると、板面
に対し垂直な方向に＜100＞軸を持ったα−フェライト
粒が選択的に生成、成長する。その後（２）表面のα−
フェライト粒を内部にまで成長させる時間を短縮するた
め強く脱炭・脱窒の生ずる雰囲気中において、脱粒・脱
窒後α−フェライト相単相となる温度で再び焼鈍するの
が好ましい。第２段目の焼鈍である。このときの雰囲気
は内部まで脱炭・脱窒が進行する強脱炭性、強脱窒性も
しくはその両者の雰囲気である。

上述の第１段目、第２段目の焼鈍は連続して行っても
良く、また第１段目の焼鈍後絶縁コーティングを施し、
その後第２段目の焼鈍を行っても良い。

焼鈍雰囲気：前記第１段目の焼鈍の雰囲気として、その好適態様に
よれば、次のいずれかを選択する。

（１）1Torrまでの真空：板面に対し垂直な方向に＜100＞軸を持ったα粒を選
択的に生成、成長させるためには、真空下、特に1Torr
以下の真空が好ましく、工業的に達成可能な限り低真空
でもよい。

（２）露点−20℃未満−70℃以上の不活性ガス、CO、CO
₂およびH₂ガスの１種もしくは２種以上からなる雰囲気
を用いる。

脱炭・脱窒速度が大きくなり、かつ表面酸化で集積度
の高い集合組織が形成されていないため露点−20℃未満
の上記ガスとし、工業的に達成可能な限り低露点でもよ
い。

一方、前記第２段目の焼鈍雰囲気としては、脱炭・脱
窒速度を大きくするため、露点０℃以上の不活性ガスお
よびH₂ガスの１種もしくは２種以上からなる雰囲気を用
いるのが好ましい。但し、浸炭しない範囲でCOおよびCO
₂ガスを含有していても良い。

次に、本発明を実施例によってさらに具体的に説明す
る。

実施例１第１表の組成の鋼を真空溶製し、インゴットを作製し
た後に、3mmの厚さまで熱間圧延し、その後0.5mmの厚さ
まで冷間圧延した。この薄板について第２表に示す焼鈍
条件で１段および２段目の焼鈍を施した。

この試料について断面光学顕微鏡観察による結晶組織
の状態、表面から柱状粒が内部へ向って成長している場
合は柱状粒の平均直径を測定すると共に、Ｃ、Ｎ量の分
析を行った。＜100＞軸の密度は、ECP（Electron Chann
el Patern）法により、各試験片毎に200個の結晶粒の方
向を測定し、板面垂直方向から±５゜以内に＜100＞軸
を持つ結晶粒の数の全体に対する比率を、配向性のない
場合との比率で割った値とした。

明らかに本発明にかかる方法によって集積度の高い
｛100｝面集合組織が形成される。

実施例２第１表の鋼種Ｄの鋼を真空中で溶製し、そのインゴッ
トを熱間圧延によって3mmの厚さまで圧延し、その後、
冷間圧延によって1mmの厚さまで圧延し、850℃で３分間
焼鈍してから後0.1〜0.5mmの厚さまで再び冷間圧延し
た。この薄板を露点−35℃の３％のH₂を含むAr−H₂中で
1000℃×5h焼鈍し、次いで、（Ａ）露点＋25℃の20％H₂
−Ar中、850℃×15min、もしくは（Ｂ）露点−25℃のH₂
中850℃×24hの各熱処理条件での焼鈍を施した。（Ａ）
の熱処理条件は強脱炭・脱窒処理を行う場合、（Ｂ）は
それを行わない場合のそれである。

この試料から内径50mm、外径60mmのリング状試料を打
ち抜き、100ターンの１次コイルおよび100ターンの２次
コイルをこれに巻きつけ磁化力が5000A/mのときの磁束
密度B₅₀および50Hzの交番磁界中で磁束密度が1.5Tとな
るまで磁化した時の鉄損Ｗ_15/50を求めた。その結果を
第３表に記す。

なお、磁束密度は値が大きいほうが、鉄損は値が小さ
いほうが磁気特性がすぐれていると考えられる。

第３表の結果からは比較例と比べて、本発明のものは
いずれもすぐれた磁気特性を有する。強脱炭・脱窒処理
を行ったものが一層すぐれた磁気特性を示している。

（発明の効果）かくして、本発明にかかる方法によれば；（１）例えば、焼鈍温度が850〜1000℃という比較的低
い温度で十分に＜100＞軸を板面垂直方向に強く配向さ
せ得る。

（２）0.2％という低Si量から6.5％という高Si量のもの
まで広い組織領域で珪素鋼板の製造が可能である。

（３）板厚に影響されず、数mm厚のものでも十分に集合
組織の制御が可能である。

（４）２次再結晶によって集合組織制御したものでは、
数mm〜数十mmとい粗大な結晶粒となるが、本発明では50
〜500μｍ程度の微細な柱状粒となり、渦電流損失が一
段と低減される。

以上詳述したように本発明は、脱炭、脱窒に伴って起
こるγ→α変態に際しての優先的粒成長を巧みに利用す
るものであり、｛100｝面集合組織が容易に形成される
ことから、その磁気特性の改善も著しく、その意義は大
きい。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Si:0.2〜6.5wt％、C:≧0.005wt％かつＣ＋
N:≧0.03wt％を含有する冷間圧延鋼帯を、そのオーステ
ナイト単相またはオーステナイト相とα−フェライト相
の二相状態になる温度であって、その脱炭・脱窒後、実
質的にα−フェライト単相となる温度で、かつ脱炭・脱
窒性雰囲気中で、Ｃ＋N:≦0.01wt％となるまで焼鈍する
ことにより、板面に対し＜100＞軸を高度に集積させる
ことを特徴とする珪素鋼板の製造方法。
【請求項２】前記冷間圧延鋼帯が、さらにMn:≦4wt％、
Al:≦3wt％およびCo:≦1wt％のうちの１種または２種以
上を含有することを特徴とする請求項１記載の方法。