JPH0313527A - 磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 - 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〉 本発明はトランス等の鉄芯に用いられる高磁束密度を有
する一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〉 一方向性電磁鋼板は軟磁性材料として、主にトランスそ
の他の電気機器の鉄芯材料に使用されており、磁気特性
としては励磁特性と鉄損特性が良、好なものが要求され
る。

この一方向°性電磁鋼板は最終仕上焼鈍工程で二次再結
晶現象を起こさせ、鋼板面に（１１０）面、圧延方向に
＜００１＞軸をもったいわゆるゴス組織を発達させるこ
とによって得られている。従って良好な磁気特性を得る
ためには、磁化容易軸である＜００１＞軸を圧延方向に
高度に揃えることが重要である。そのためには、二次再
結晶粒の成長に直接影響を及ぼす最終仕上焼鈍の条件を
最適な条件にする必要がある。

ところで二次再結晶は、最終仕上焼鈍中に一次再結晶組
織中のゴス方位粒（［１１０）（００１〉粒〕が周囲の
結晶粒を蚕食して、１０μ程度から数鴫〜数ｃ１１の結
晶粒に成長する現象である。この二次再結晶を確実に行
わせるためにはゴス方位粒以外の結晶粒の成長を抑える
インヒビターの存在が不可欠でありＡｌＮ、　ＭｎＳｉ
　ＭｎＳｅ等の析出物が一触的に用いられている。

従って、仕上焼鈍において二次再結晶を良好に行わせる
ためには、二次再結晶が起きる温度においてインヒビタ
ーを正常にａ能させ、ゴス方位粒以外の結晶粒の成長を
抑える必要がある。そのためにはインヒビターの分散を
ｖ＆綱に保たねばならない、従来の仕上焼鈍では昇温途
中でインヒビターが成長して抑制効果を失わないように
８００〜１１５０℃の温度範囲までの加熱時間を３５時
間以下とする方法が特開昭５０−１３４９１７号公報に
、あるいは７００〜９００℃の温度区間を平均Ｉｓ〜１
００℃／ｈｒで急熱し、かつ９００〜１０００℃間の任
意の温度から二次再結晶が少なくとも５０％進行する温
度までは２〜ｂ 公報で提案されている。

しかし、これらの方法で実際に製造した場合には、最終
仕上焼鈍前の工程条件や最終仕上Ｖｔ鈍時の微妙な工程
条件の影響を受けて磁気特性が不安定で、かつ劣化する
という問題点を含み、高磁束密度の製品を安定して得る
ことが困難であった。

また、特にインヒビターとして／ＶＮ及びＭｎＳｅを含
有した場合磁気特性が不安定で高磁束密度の製品を安定
して得ることが困難であった。

〈発明が解決しようとする！Ｉ題〉 本発明の目的は、インヒビターとして八！Ｎ及びＭｎＳ
ｃを含有する一方向性電磁鋼板において、極めて高い磁
束密度を安定して付与する製造方法を提案するものであ
る。

〈課題を解決するだめの手段〉 本発明は、一方向性電磁鋼板の熱延板に１回ないしは中
間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終仮Ｊ７と
し、次いで脱炭焼鈍を経て焼鈍分離剤を塗布し最終仕上
焼鈍を施す一連の工程からなる一方向性電磁鋼板の製造
方法において、該熱延板にインヒビター構成元素として
Ａｌ及びＳｅを含有させ、かつ該最終仕上焼鈍時の昇温
速度を７００〜８７５℃間の任意の所定の温度までは２
０℃／ｈｒ以上とし、次いで該所定の温度から１１００
〜１３００℃の温度域までを５℃／ｈｒ以上１５℃／ｈ
ｒ未満とすることを特徴とするＩｎ！！＄！密度の掻め
て高い一方向性電磁鋼板の製造方法である。

〈作　用〉 本発明者等はＡｌを含有する一方向性電磁鋼板を製造す
る際の適正な最終仕上焼鈍方法を検討するために以下の
実験を行い本発明に至る知見を得た。

次に実験例について説明する。

ＡｌとＳｅを含む素材として、Ｓｉ　：　３．２０ｗｔ
％（以下単に％で示す）　、　　Ｃ：０．０６８％、Ｓ
０１・Ａｌ　：　０．０２８％、　Ｎ　：　０．００８
０％、　Ｍｎ：　　０．０８０％、　Ｓｅ：　　０．０
２４％。

Ｓｂ：　　０．０２９％を含有する鋼塊Ａと八！とＳを
含む素材として、Ｓｉ：３．１８％、　　Ｃ：　　０．
０６５％、５ｏｌ−Ａｔ：　　０．０２８％、　Ｎ　：
　０．００８０％、　Ｍｎ：　　０．０７５％、Ｓ：０
．０２１％、　Ｓｂ：　　０．０２１１ｉ％を含有する
鋼塊Ｂを用意した。これらの鋼塊を１３５０℃に加熱し
た後、２．７ＩＩＩＩｍ厚の熱延板とし、次いで冷間圧
延を行い１．５ｎｗ厚に仕上げた０次いでさらに１０５
０”Ｃ２分の中間焼純後急冷し０．２３閣の厚さまで冷
間圧延し、８４０℃で脱炭焼鈍を行った後、ＭｇＯを塗
布した。仕上焼鈍は所定の温度（Ｔｓｉ）まで５０℃／
ｈｒで急熱し、次にその所定の温度（Ｔｓｉ）からはｌ
Ｏ℃／ｈｒで除熱して１２００℃まで昇温した。第１図
及び第２図に昇温速度の変更点（Ｔｓ　ｉ　）と得られ
た製品の磁束密度の平均値を０印で、標準偏差を矢印の
範囲で示す。

ＭとＳｅを素材中に含む鋼塊Ａでは急熱から除熱に切り
換える温度Ｔｓｉが７００〜８７５℃の範囲で安定して
高磁束密度が得られた。一方ＭとＳを素材中に含む鋼塊
Ｂでは全最的に鋼塊Ａに比べ磁束密度が低く、Ｔｓｉが
下がるに従って磁束密度は低下した。

各製品板の二次再結晶の状態を調べてみると、鋼塊Ａに
ついてはＴｓｉが９００″Ｃ以上では部分的にしか二次
再結晶していないが、８７５℃以下では完全に二次再結
晶が起きていた。鋼塊Ｂについては、Ｔｓｉが８５０℃
以下及び１０００℃では部分的にしか二次再結晶せず、
二次再結晶が完全に行われたのはＴｓｉが８７５〜９７
５　”Ｃの範囲のみであった。

これらの実験事実より本発明者等はＡｌとＳｅを含む成
分を用いて、かつ仕上焼鈍時に７００〜８７５℃の温度
範囲内で急熱から除熱に切り換えることにより高磁束密
度の製品を安定して得られることを新規に見出した。

ところで、このような方法で高磁束密度を得られる理由
は必ずしも明らかでないが本発明者等は次のように考え
ている。

八！Ｎを主要インヒビターとする一方向性電磁鋼板の二
次再結晶温度は特公昭５０−１３４９１７号公報に開示
されているように１０００℃前後である。鋼塊Ａと鋼塊
Ｂの二次再結晶温度を調べるために、最終仕上焼鈍中で
試片を取り出して調査したところ、鋼塊Ａは１０００〜
１０２５℃、鋼塊Ｂは９８０〜１０２０℃であった。こ
の結果から判断すると７００〜８７５℃から１０００℃
付近までの除熱中には二次再結晶は開始していない。

前述したように二次再結晶は、−次回結晶組織中のゴス
方位の結晶粒が他の結晶粒を蚕食して成長する現象であ
るが、ゴス粒が他の結晶粒を蚕食し始めるまでに成長す
べき結晶粒として他の方位の結晶粒より選別される段階
が必要である。この段階は二次再結晶核の生成と称され
ているが、この二次再結晶核の生成は二次再結晶が起こ
る以前の７０１）〜８７５℃から１０００’Ｃ前後の二
次再結晶温度までの除熱中に起こっているものと考えら
れる。

そしてこの二次再結晶核の生成は二次再結晶温度までの
温度ｆｆ歴に影響され、良好な二次再結晶核を得るため
には適正な時間と温度が必要である。

最終仕上焼鈍において、昇温速度を変更する点（Ｔｓ　
ｉ　）が８７５℃を超える温度では除熱を開始してから
二次再結晶が開始するまでの時間が短く、二次再結晶核
の発生数が減るために、二次再結晶が不完全になると考
えられる。　　Ｔｓｉが７００℃未満では二次再結晶が
始まるまでの時間が長すぎ、ゴス方位からずれた方位の
結晶粒も二次再結晶核として生成してしまうために二次
再結晶は完全であっても磁束密度は低くなると推定され
る。そのため二次再結晶を完全に行わせ、かつ良好な方
位の二次再結晶粒を生成させる最適なＴｓｉが存在する
ものと思われる。

従来の技術では二次再結晶時の昇温速度及び焼鈍雰囲気
に注意が払われており、二次再結晶温度以下の温度Ｈ歴
が問題にされることはなかった。

また７００〜８７５℃の温度域からの除熱はインヒビタ
ーを劣化させるために不利だとされ、二次再結晶時にイ
ンヒビターの抑制力を維持するためには、前述したよう
に特開昭５０−１３４９１７号公報では８００〜１１５
０℃の範囲を３５時間以内で急熱する方法、あるいは特
開昭５４−４０２２７号公報では７００〜９００℃の温
度区間を平均１５〜１００℃／ｈｒで急熱し、かつ９０
０〜１０００℃の任意の温度から二次再結晶が少なくと
も５０％進行する温度までは２〜ｌＯ℃／ｈｒの徐加熱
する方法が開示されている。

本実験例においても、ＡｌＭとＭｎＳをインヒビターと
する鋼塊Ｂにおいては従来の技術思想が正しいことが証
明されている。しかし、本発明者らがＩＶＮとＭｎＳｅ
をインヒビターとする鋼塊Ａで見出した現象は、従来の
技術思想と全く異なるものであり、前述の核生成の理論
を導入しない限り説明ができないものである。インヒビ
ターとしてのＭｎＳとＭｎＳｅとでかかる差異が生じた
原因は、おそらく高温に保持された際の成長性の差異、
すなわちインヒビターとしてのａ能を持続できる能力の
差異に起因するものであると思われる。

すなわちＭｎＳｅをインヒビターとして利用した場合、
７００〜８７５℃の範囲から除熱を開始することでイン
ヒビターを劣化させることなく方位の良好な二次再結晶
核を生成させ成品の磁束密度を向上させることができた
ものと思われる。それ故、本発明の効果はＡｌとＳｅを
素材中に含む１を磁鋼板独自のものである。実験例で説
明したようにＭとＳを含む鋼塊Ｂでは、除熱を開始する
温度が８５０℃以下になると除熱中にインヒビターの抑
制力が失われるために二次再結晶が不完全になり磁束密
度は低下した。また本発明の効果はインヒビターの抑制
力が失われやすい、板厚が薄い場合（特に０．３０−以
下）に顕著である。

以上のように本発明の技術思想は、八ｌとＳｅを含存す
る一方向性電磁鋼板の最終仕上焼鈍において、適正な温
度と時間範囲をとり、インヒビターの機能を川なうこと
なく方位の良好な二次再結晶粒を成長させ磁気特性を向
上させるというものである。

さらに以下本発明の詳細な説明する。

本発明の対象としている一方向性１！磁鋼板の製造に於
いては従来用いられている製鋼法で得れた溶鋼を連続鋳
造法或いは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟
んでスラブを得、引き続き熱間圧延し、必要に応して熱
延板焼鈍を行った後、１回ないしは中間焼鈍を挾む２回
以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板を得る。最終冷
延圧下率は８０％未満であると二次再結晶粒の方位が悪
（９５％を超えると二次再結晶が困難であるため、８０
超〜９５％が好ましい０次いで脱炭焼鈍を従来の方法で
行う、熱延板の化学成分は重量％でＳｉ：２．５〜４．
０％、Ｃ：０．０３〜０．１０％９Ｍ可溶性Ａｔ：　　
０．０１０〜０．０６５％、　Ｎ　：　０．００１０〜
０．０１５０％、　Ｍｎ　：　０．０２〜０．３０％、
　Ｓｓ　：　　０．００５〜０．０４０％を含有するこ
とが好ましく、その他インヒビター構成元素として公知
であるＳｂ　：　０．０１−０．２０％、　Ｃｕ　：　
０．０２〜０．２０％。

Ｓｎ　：　０．０２〜０．３０％、Ｇｅ　：　０．０１
〜０．３０％、　　Ｎｉ　：　０．０２〜０．２０％及
びＭｏ　：　０．０１〜０．０５％を単独または複合し
て添加させてもよい、　Ｓｉは４．０％を超すと冷間圧
延が困難であり、２．５％未満では電気抵抗が低く良好
な鉄…を得られないので２．５〜４．０％が好ましい、
Ｃは０．０３％未満では良好な一次再結晶組織が得られ
ず、０．１０％を超えると脱炭不良となり磁気特性が悪
化するので０．０３〜０゜１０％が好ましい。

酸可溶性へｌ、　ＮはＡｆＮを形成する基本成分であり
、良好な磁気特性を得るためにはＡｔは０．０１０〜０
．０６５％、Ｎは０．００１０〜０．０１５０％必要で
ある。これを超える量では、ＡｌＮの粗大化を招き抑制
力としての効果を失い、これ未満ではＡＺＮの量として
不十分である。

Ｍｎ＋　Ｓｅは結合してＭｎＳｅを形成しインヒビター
として機能するが、Ｍｎとして０．３０％、Ｓｅとして
０．０４０％を超えるとＦ＋ｎＳｅを溶体化するための
スラブ加熱温度が裏通ぎ実用的でなく、Ｍｎとして０．
０２％未満、Ｓｅとしてｏ、ｏｏｓ％未満ではＭｎＳｅ
の量が不足してインヒビターとして機能させるには不十
分である。従ってＭｎは０．０２％０．３０％、　Ｓｅ
は０．００５〜０．０４０％の範囲が好ましい。

さらに磁束密度を向上させるためにＳｂ、　Ｃｕを添加
することは可能である。Ｓｂは０．２０％を超えると脱
炭性が悪くなり、０．０１％未満では効果が無いので０
．０１〜０．２０％が好ましい、Ｃｕは０．２０％を超
えると酸洗性が悪化し０．０１％未満では効果が無いの
で０．０１〜０．２０％が好ましい。

鉄ＩＭを向上させるためにＳｎ、　Ｇｅ、　Ｎｉを添加
することができる。　Ｓｎは０．３０％を超えると脆化
し、０．０１％未満では効果が無いので０．０１〜０．
３０％が好ましい。Ｇｅは０．３０％を超えると良好な
一次再結晶組織が得られず、０．０１％未満で効果が無
いので０．０１〜０．３０％が好ましい、旧は０．２０
％を超えると熱間強度が低下し、０．０１％未満では効
果が無いので０．Ｏ１〜０．２０％が好ましい。

表面性液を改善するためにＭｏを添加できる。

０．０５％を超えると脱炭性が悪くなり、０．０１％未
満では効果が無いのでｏ、ｏｉ〜０．０５％が好ましい
。

なおＳは不可避的に混入する不純物であり、完全に低減
するにはコストアップになるので上限を０．０１０％と
する。

脱炭焼鈍後にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
最終仕上焼鈍を行う。

この際、焼鈍分離剤中にＴｉ０１等公知の添加物を混入
することは有効である０本発明の特徴はこの最終仕上焼
鈍にあるが、最終仕上焼鈍を行う際に７００〜８７５℃
間の任意の所定の温度（Ｔｓｉ）までは２０℃／ｈｒ以
上の速度で昇温し、次いで該所定の温度（Ｔｓｉ）　１
１００＝１３００℃の温度までを５℃／ｈｒ以上１５℃
／ｈｒ未満の速度で昇温することである。　　Ｔｓｉが
８７５℃を超えると二次再結晶が不完全になり、Ｔｓｉ
が７００”Ｃ未満では二次再結晶しても磁束密度が低下
するのでＴｓｉは７００〜８７５℃とする。またＴｓｉ
までの昇温速度は２０”Ｃ／ｈｒ未満では磁束密度が低
下するのでＴｓｉまでの昇温速度は２０℃／ｈｒ以上と
する。　Ｔｓ：から１！００〜１３００℃までの昇温速
度は１５℃／ｈｒ以上となると二次再結晶が不完全にな
り、５℃／ｈｒ未満では二次再結晶しても磁束密度は低
下するので５℃／ｈｒ以上！５℃／ｈｒ未満とする。

最終焼鈍雰囲気にはあまり影響を受けないので従来のい
かなる方法にも適用可能である。

最終仕上焼Ｉ１１！後にｍ板に張力を付加するコーティ
ングを行うと鉄ｍが一段と低下する０本発明によって製
造された製品は極めて磁束密度が高いため、公知の磁区
細分化技術を適用することによりさらに低鉄用の製品を
得ることが可能である。

〈実施例〉 実施例Ｉ Ｓｉ　：　３．２５％、　　Ｃ：　０．０７０％、酸可
溶性へｌ　：　０．０２５％、　Ｎ　：　０．００８０
％、　Ｍｎ　：　　０．０７３％、　Ｓｅ：　０．０２
４％。

Ｓｂ：　　０．０２６％、　Ｃｕ　：　０．０８％を含
み残部実質的にｒｅの組成になる板厚２．３＋１１１ｗ
の熱延板を１０００℃３分間焼鈍後急冷し、１．５０ｍ
ｍ厚まで冷間圧延し、次いで１１００”Ｃ２分間の中間
焼鈍後急冷し、０．２３Ｍの最終仮ｊＶ、まで冷間圧延
し、次いで８４０℃４分間の脱炭焼鈍を行い、引き続き
ＴｉＯ２を５％添加したＭ（４０を焼鈍分離剤として塗
布し、第１表の条件で仕上焼鈍を行った。こうして得ら
れた製品の磁束密度、鉄ｔｎを第１表に示す。

実施例２ Ｓｉ　：　３．３９％、　　Ｃ：　０．０６５％、酸可
溶性／Ｖ　：　０．０２９％、　Ｎ　！　０．００８０
％、　Ｍｎ：　０．０７７％、　Ｓｅ：　０．０２０％
。

ｓｂ：　　０．０２９％、　Ｃｕ　：　０．０９％を含
み残部実質的にＦｅの組成になる板厚２．５閣の熱延板
を１１００℃３分間焼鈍後急冷し、０．３５Ｍ厚の最終
板厚まで冷間圧延し、次いで８５０℃２分間の脱炭焼鈍
を行い、引き続きＴｉｅ、を５％添加したＭｇＯを焼鈍
分離剤として塗布し、第２表の条件で仕上焼鈍を行った
。こうして得られた製品の磁束密度、鉄損を第２表に示
す。

実施例３ 第３表で示される成分を含み残部実質的にＦｅの組成に
なる鋼についてＭｇＯ塗布（本実施例ではＴｉ０ｇを含
まないＭｇＯである）まで実施例Ｉと同様な工程で処理
した０次いで仕上焼鈍をＴｓｉまでを３０℃／ｈｒの昇
温速度でＴｓｉからをｌＯ℃／ｈｒの昇温速度で行った
。各成分においても高磁束密度、低鉄ｉ貝が実現されて
いる。

〈発明の効果〉 本発明により、一方向性ｉ磁鋼板の製造工程において、
その最終仕上焼鈍の昇熱速度を含有するインヒビターの
機能を発揮するように調整することにより、良好な二次
再結晶＆［ｌ織を得ることができ、極めて高い磁束密度
を安定して付与することができた。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼塊ＡのＴｓｉと磁束密度の関係を表すグラフ
、第２図は鋼塊ＢのＴｓｉ、ｌ！：磁束密度の関係を表
すグラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 一方向性電磁鋼板の熱延板に１回ないしは中間焼鈍を挟
   む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、次いで脱
   炭焼鈍を経て焼鈍分離剤を塗布し最終仕上焼鈍を施す一
   連の工程からなる一方向性電磁鋼板の製造方法において
   、該熱延板にインヒビター構成元素としてＡｌ及びＳｅ
   を含有させ、かつ該最終仕上焼鈍時の昇温速度を７００
   〜８７５℃間の任意の所定の温度までは２０℃／ｈｒ以
   上とし、次いで該所定の温度から１１００〜１３００℃
   の温度域までを５℃／ｈｒ以上１５℃／ｈｒ未満とする
   ことを特徴とする磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼
   板の製造方法。