JPH0387315A - 磁気特性および表面性状に優れた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） この発明は、磁気特性および表面性状に優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法に関し、とくに連鋳スラブの鍛圧加
工を利用した偏析防止技術と低温スラブ加熱とを組み合
わせることによって、磁気特性の劣化を招くことなしに
表面性状の有利な改善を図ったものである。

（従来の技術） 一方向性電磁鋼板は、主に変圧器や発電機の鉄心材料と
して使用され、磁束密度が高く、かつ鉄損が低いことが
必要とされる。

磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を得るには、基本的に
（１１０）　　＜００１＞方位いわゆるゴス方位に高度
に集積した２次再結晶組織を得ることが必要である。ゴ
ス方位の２次再結晶粒を発達させる．ためには粒界移動
を適度に抑制する分散析出相いわゆるインヒビターの存
在が必要であり、かようなインヒビターとしてＭｎＳｅ
，　ＭｎＳ，　ＡＩＮなどが一般的に利用されている。

この場合、熱延に先立つスラブ加熱時にＭｎＳｅ，　Ｍ
ｎＳなどを十分に解離固溶させることが重要である。

ところで最近では、かかる一方向性電磁鋼板の素材スラ
ブとして、生産性の観点から連鋳スラブが主流を占める
ようになった。

ここにＳ等のインヒビター元素は、連鋳スラブ内で偏析
し易いため、十分に固溶解離させるためには高いスラブ
加熱温度を必要とするが、スラブ温度が高くなると、ス
ラブ組織の粗大化に伴う特性の劣化や表面疵の増加など
の品質劣化ならびに加熱原単位の上昇や歩留りの低下な
どによるコストアップを招く不利があった。

（発明が解決しようとする課題） 上述したとおり一方向性けい素鋼板は、通常、連続鋳造
→スラブ加熱→熱間圧延→冷間圧延プロセスにて製造さ
れているが、スラブ加熱によってインヒビターを固溶さ
せる場合、スラブ内部には偏析があるため、１３５０゜
Ｃ以上の高温加熱を必要とした。

しかしながら１３５０゜Ｃ以上の高温加熱では、ガス炉
内で長時間の滞留を必要とすることから、結晶粒が粗大
化して熱延時に伸長粒となり、２次再結晶不良を生じ易
いだけでなく、高温で熱間圧延を施すため、熱延時に粒
界脆化が生じ、ヘゲ等の表面欠陥が発生し易いという問
題があった。

この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、２次
再結晶不良はもちろんのこと、ヘゲ等の表面欠陥の発生
を効果的に防止して、磁気特性および表面性状に優れた
一方向性電磁鋼板を得ることができる有利な製造方法を
提案することを目的とする。

（課題を解決するための手段） さて発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意研究を
重ねた結果、先に出願人会社が特開昭６３−１８３７６
５号公報にて開示した鋳片の連続鍛圧技術を利用すれば
インヒビター形成元素の偏析を有利に防止でき、ひいて
はスラブ加熱温度の効果的な低減が達成されて、表面欠
陥の防止に関し望外の成果が得られることが究明された
のである。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを連続鋳造法に
よって作２．含けい素鋼スラブ加熱を施したのち、熱間
圧延、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延
を施し、その後脱炭・一次再結晶焼鈍および最終仕上げ
焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造
するに当たり、上記連続鋳造工程において、連続鋳造用
の鋳型より引き抜いた鋳片に対し、鋳片内部が凝固を完
了する前段階で、鋳片の中心部の固相率（ｆ．、）が０
、５〜０．９を示す位置で、次式 ６式％ δ：鍛圧加工による総圧平置（ｍｍ） ｄ：鍛圧位置における未凝固厚み（ｍｍ）（固相率１０
０％を凝固界面とみなす）を満足する連続鍛圧加工を施
すこと、およびスラブ加熱を１２８０〜１３５０℃の低
温度域で行うこと、 からなる磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法である。

またこの発明は、含けい素鋼スラブを連続鋳造法によっ
て作２．含けい素鋼スラブ加熱を施したのち、熱間圧延
、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施
し、その後脱炭・一次回結晶焼鈍および最終仕上げ焼鈍
を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造する
に当たり、上記連続鋳造工程において、連続鋳造用の鋳
型より引き抜いた鋳片に対し、鋳片内部が凝固を完了す
る前段階で、鋳片の中心部の未凝固厚み（ｄ）が、次式 ％式％ Ｄ：圧下前の鋳片厚み（ｆｆ１１１） の範囲内の位置で、次式 ％式％ δ：鍛圧加工による総圧下１（ｍ） ｄ：８圧位置における未凝固厚み（ＩＩＩＩ２）（固相
率１００％を凝固界面とみなす）を満足する連続鍛圧加
工を施すこと、およびスラブ加熱を１２８０〜１３５０
°Ｃの低温度域で行うこと、 からなる磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法である。

なお、上記カッコ内における固相率ｌＯＯ％を凝固界面
とみなすとは具体的に、固相線温度の位置を凝固界面と
みなすということであり、この位置においては液相は無
く全て固相となっている。通常凝固界面は固相から液相
へとステップ的に変化するものでは無く、固相液相の共
存領域が存在し、通常固相線温度の位置では固相１００
％であり、液相線温度の位置では液相１００％となる。

以下、この発明を具体的に説明する。

スラブの偏析指数（Ｃｓ／　Ｃｏ　）と析出物の解離固
溶温度との関係に関し、第１図に、方向性けい素鋼のイ
ンヒビターとして用いられるＭｎＳ、　ＭｎＳｅの例を
示す。ここにＣｓは偏析部における含有量、またＣｏは
スラブの平均含有量である。

通常の連鋳スラブの偏析指数は１．１〜１．３の範囲に
あることから、かかる偏析指数のばらつきを考慮して、
スラブ加熱温度は最低１３５０℃を必要とした。

また第２図に、スラブ加熱温度と表面欠陥長さ発生率と
の関係を示すが、同図より明らかなように、スラブ加熱
温度が高くなると特に１３５０°Ｃ以上になると表面欠
陥発生率は急激に増大する。

この点、前掲した特開昭６３−１８３７６５号公報に開
示された鋳片の連続鍛圧技術を利用すると偏析指数が０
．９〜１．１程度のスラブが得られ、従って従来よりも
低い１３５０°Ｃ以下という低温でのスラブ加熱が可能
となり、かくしてヘゲ等の表面欠陥が少なくしかも磁気
特性も優れた方向性電磁鋼板の安定した製造が可能にな
ったのである。

（作　用） この発明において、連鋳鋳片の鍛圧条件を前記のとおり
に定めたのは、次の理由による。

連続鋳造にて得られた鋳片を鍛圧金型にて圧下する場合
の最適条件を得るために、圧下位置における鋳片の中心
部め固相率（ｆ２）、鋳片の中心部の未凝固厚み（ｄ）
および圧下量（δ）につき種々変化させて実験を行った
結果を、第３図および第４図にその結果を示す。

まず第３図は、鍛圧加工における圧下量（δ）と鋳片の
中心部の未凝固厚み（ｄ）の比（δ／ｄ）と圧下位置に
おける鋳片の中心部の固相率（ｆｓ）との関係を示すグ
ラフである。この第３図より、１）鍛圧金型による圧下
において鋳片の中心部の固相率（ｆ、）が小さい場合、
すなわち、鋳片の中心部の未凝固厚さ（ｄ）が大きい場
合には（δ／ｄ）が０．５以下で凝固界面に割れが発生
しそれ以上では割れが発生しないこと。また２）゛鋳片
の中心部の固相率（ｆ５）が０．７以上の領域で圧下を
行う場合、（δ／ｄ）が小さい程中心偏析の改善が困難
となり、とくに固相率（ｆ、）が０．９以上では非常に
おおきな圧下刃が必要であることが判った。

ここで１）の理由としては圧下により鋳片内部が強い圧
縮応力状態になるためと推定される。

第４図はδ／ｄ≧０．５の条件にて圧下した際の圧下位
置における該鋳片の中心部の固相率（ｆ、　”）と鋳片
の厚み中心部の炭素偏析比（Ｃ／Ｃｏ）との関係を示す
グラフである。ここでＣは得られた鋳片より採取したサ
ンプルの炭素含有率であり、ＣＯは該鋳片の平均炭素含
有率である。図より鍛圧加工においてＣ／Ｃｏ＝１とな
る理想状態はｒｓ　＝０．７であり、製品の品質特性よ
り求まるＣ／Ｃｏの許容値を考慮すると（ｆ、）＝０．
５〜０．９の範囲で圧下すると内部割れや負偏析を回避
する上でとくに有効であることが明らかとなった。

以上の結果より、連続鋳造において鋳片の中心偏析を軽
減するためには鋳片の中心部の固相率（ｆ、）が０．５
〜０．９の範囲となる位置をδ／ｄ≧０．５にて圧下す
ることが有利であることが判る。

ところで通常の操業においては鋳片の中心部の固相率（
ｆ２）を直接にコントロールすることは難しい。そのた
めこの値を決定する主要因である鋳込むべき鋳片の厚さ
、鋳片の中心部の未凝固厚みおよび鋼種について整理し
た。第５図は連続鋳造で得られた鋳片をδ／ｄ＝０．５
以上で圧下した場合の圧下前の鋳片厚み（Ｄ）と未凝固
厚み（ｄ）の関係における中心偏析（Ｃ／Ｃｏ）の状況
を示したグラフである。

あらかじめ鋳込むべき鋳片厚み（Ｄ）が設定され、鋳片
の中心部における未凝固厚み（ｄ）が１．２Ｘ’　Ｄ−
８０≦ｄ≦ＩＯＸ　Ｄ−８０の範囲においては鋳片の中
心部の固相率（ｆ、）はほぼ０．５〜０．９であり、従
って、鋳片の中心部の未凝固厚み（ｄ）が上記の範囲と
なる位置でδ／ｄ≧０．５を満足する圧下を施せば上述
した如き固相率ｆ、　＝０．５〜０．９になる領域を鍛
圧加工する場合と同様に中心偏析を有利に軽減し得るこ
とが明らかとなった。

従って結局、連続鋳造における鋳片の引き抜きに際し鋳
片内部の溶鋼が凝固を完了する前の段階であって鋳片１
の中心部の固相率が０．５〜０．９の領域、あるいは鋳
片ｌの中心部における未凝固厚み（ｄ）がＬ２Ｘ　Ｄ−
８０≦ｄ≦ｌＱＸ　［１−８０の範囲となる領域におい
て、δ／ｄ≧０．５を満足する圧下量にて鍛圧加工を行
うので内部割れや負偏析の発生なしに中心偏析を容易に
軽減し得るのである。

なお上記の鍛圧加工を施すに当って、鋳片を適正位置に
て圧下するには凝固完了点のコントロールが非常に重要
である。

そのためにはクレータ−エンド又はクレータ−エンド近
傍の凝固シェル厚みを検出して圧下位置における鋳片の
中心部の固相率（ｆ、）、および鋳片の中心部の未凝固
厚み（ｄ）を前述した条件の範囲内に収まるように鋳造
速度をコントロールするのが望ましい。

またスラブ加熱温度の好適範囲については、第６図に示
すように、インヒビターの種類によって幾分異なるけれ
ども、ＭｎＳｅを主インヒビターとして用いる場合は１
２８０°Ｃ以上、またＭｎＳを主インヒビターとして用
いる場合は１３２０℃以上で−あればよいので、この発
明では、スラブ加熱温度につき、十分満足のいくインヒ
ビターの解離固溶が達成でき、しかも効果的に表面欠陥
を防止できる範囲として、１２８０〜１３５０°Ｃの範
囲に限定した。

さてこの発明の素材である含けい素鋼としては、従来公
知の成分組成のものいずれもが適合するが、代表組成を
掲げると次のとおりである。

Ｃ：　０．０１−０．１０％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組織の均一微細化のみら
なず、ゴス包囲の発達に有用な元素であり、少なくとも
０．０１％以上の添加が好ましい。しかしながら０，１
０％を超えて含有されるとかえってゴス方位に乱れが生
じるので上限は０．１０％程度が好ましい。

Ｓｉ：　２．０〜４．５％ Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効に寄与す
るが、４．５％を上まわると冷延性が損なわれ、一方２
．０％に満たないと比抵抗が低下するだけでなく、２次
再結晶・純化のために行われる最終高温焼鈍中にα−Ｔ
変態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損
改善効果が得られないので、Ｓｉ量は２．０〜４．５％
程度とするのが好ましい。

Ｍｎ　：　０．０１〜０．１０％ Ｍｎは、熱間脆化を防止するため少なくとも０．０１％
程度を必要とするが、あまりに多すぎると磁気特性を劣
化させるので上限は０．１０％程度に定めるのが好まし
い。

インヒビターとしては、いわゆるＭｎＳ系とＡＩＮ系と
がある。ＭｎＳ系の場合は、 Ｓｅ、Ｓのうちから選ばれる少なくとも１種７０．００
５〜０．１０％ Ｓｅ、　　Ｓはいずれも、方向性けい素鋼板の２次再結
晶を制御するインヒビターとして有力な元素である。抑
制力確保の観点からは、少なくともｏ、ｏｏｓ％程度を
必要とするが、０．１０％を超えるとその効果が損なわ
れるので、その下限、上限はそれぞれ０．０１％、　０
．１０％程度とするのが好ましい。

ＡＩＮ系の場合は、 Ａｌ　：　０．００５〜０．１％、　Ｎ　：　０．００
４０〜０．０１５％ＡＩおよびＮの範囲についても、上
述したＭｎＳ系の場合と同様な理由により、上記の範囲
に定めた。

インヒビターとしては上記のＳ、　Ｓｅ、ＡＩ、　Ｎの
他、Ｓｂ、　Ｍｏ、　ＣｕおよびＳｎなども有効に適合
するので、それぞれ少量含有させてもよい。このうちと
くにｓｂは実用的に重要でありその効果は良く知られて
いるところであるが、この発明の効果を高めるうえでも
有効である。なのｓｂの添加効果の機構は必ずしも明確
ではないが、おそらく界面反応を抑制するためであると
推定される。

ここにＣｕ、　Ｓｎ、　ＳｂおよびＭｏは通常、ｏ、ｏ
ｉ　〜ｏ、ｔ％の範囲で利用されているので、この発明
でも上記の成分範囲で活用すればよい。

次に、スラブ加熱の処理は、従来公知の方法に従って行
えばよい。

すなわち常法に従って熱間圧延後、必要に応じて熱延板
焼鈍を施し、酸洗後、１回又は中間焼鈍を挟む２回の冷
延で０．１１５〜０．５０ｍｍ厚程度０最終板厚とする
。ついで脱炭・一次回結晶焼鈍を施したのち、ＭｇＯを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼
鈍ついで純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施して最終
製品とする。

なおその後に、上塗り絶縁コーティングなどを施しても
よいのは言うまでもない。

（実施例） 叉施員上 Ｃ：　０．０３５％、Ｓｉ　：　３．２％、Ｍｎ　：　
０．０７５％およびＳ：０．０２０％を含有し、残部は
Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する連鋳スラブの製造に
際し、Ａスラブは固相率が０．７、δ／Ｄ＝０．８なる
圧下量にて鍛圧加工を行った。一方Ｂスラブは比較例と
して通常の鋳造を実施した。いずれの鋳片もｆ、＝０．
４付近で電磁撹拌を実施した。

これらのスラブをスラブ加熱炉にて、１３２０℃及び１
４００°Ｃの２水準にて加熱後、熱間圧延を施して２．
５ｍ厚の熱延板とした。これらの鋼板を酸洗後、１次冷
間圧延を施し、ついで９５０°Ｃ，２分の中間焼鈍を施
したのち、最終仕上げ厚：０．３ｍｍに２次冷間圧延し
た。その後、冷延板を８５０°Ｃの湿水素中で脱炭焼鈍
したのち、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、８８０℃，４０ｈの２次再結晶焼鈍および１１８０
°Ｃ，１０ｈの純化焼鈍を施した。

かくして得られた製品の磁気特性と表面欠陥発生率につ
いて調べた結果を表１に示す。

表 Ｃ：０．０５％、Ｓｔ　：　３．３０％、Ｍｎ　：　０
．０６３％およびＳｅ　：　０．０１７％を含有し、残
部はＦｅ及び不可避的不純物を含有する連鋳スラブの製
造に際し、Ａスラブは固相率が０．８、δ／Ｄ＝０．９
なる圧下量にて鍛圧加工を行った。一方Ｂスラブは比較
例として通常の鋳造を実施した。いずれの鋳片もｆ、＝
０．３付近で電磁撹拌を実施した。

これらのスラブをスラブ加熱炉にて、１２９０°Ｃ及び
１３５０°Ｃの２水準にて加熱後、熱間圧延を施して２
．４　ｍｍ厚の熱延板とした。これらの鋼板を１ｏｏｏ
℃１分の焼鈍後、酸洗し、ついで２回の冷間圧延とその
間に９５０℃，３分の中間焼鈍を施して、最終仕上げ厚
：０．２３ｍｍの冷延板とした。引き続き８３０°Ｃ１
５分の脱炭焼鈍を施したのち、ＭｇＯを主体とする焼鈍
分離剤を塗布してから、８７０°Ｃ，４０ｈ、ついで１
１８０℃，１０ｈの最終仕上げ焼鈍を施した。

かくして得られた製品の磁気特性と表面欠陥発生率につ
いて調べた結果を表２に示す。

表２ （発明の効果） かくしてこの発明によれば、低偏析スラブを用い、低温
スラブ加熱が可能となったことから、磁気特性の劣化を
招くことなしに、製品板における表面欠陥の発生を効果
的に防止できるだ・けでなく、スラブ加熱歩留りの向上
およびスラブ加熱炉原単位の削減も併せて遠戚できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、ＭｙＳ、　ＭｎＳｅの偏析指数と析出物の解
離固溶温度との関係を示したグラフ、 第２図は、スラブ加熱温度と表面欠陥長さ発生率との関
係を示したグラフ、 第３図は、圧下位置における鋳片の中心部の固相率（ｆ
、）と（δ／ｄ）との関係を示したグラフ、 第４図は、圧下位置にける鋳片の中心部の固相率（ｆ、
）と偏析比（Ｃ／Ｃｏ）との関係を示したグラフ、 第５図は、中心偏析の生成状況を圧下前の鋳片厚みＤと
未凝固厚みｄとについて示したグラフ、第６図は、イン
ヒビターとしてＭｎＳおよびＭｎＳｅを用いた場合にお
けるスラブ加熱温度と磁束密度との関係を示したグラフ
である。 第１ 図 騙７析九枚（Ｃ５／ｃｏ） 第２図 スラブ刀［Ｊ熱り益Ｎ（’ｃ〕 第３図 固相−＊（ｆｓ） 第４ 図 固屈キ（ｆｓ） 第５図 圧下前の、Ｍ乃βＤ（ｍｍ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．　含けい素鋼スラブを連続鋳造法によって作製し、
   スラブ加熱を施したのち、熱間圧延、ついで１回または
   中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施し、その後脱炭・一
   次再結晶焼鈍および最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程に
   よって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、 上記連続鋳造工程において、連続鋳造用の 鋳型より引き抜いた鋳片に対し、鋳片内部が凝固を完了
   する前段階で、鋳片の中心部の固相率（ｆ＿２）が０．
   ５〜０．９を示す位置で、次式δ／ｄ≧０．５ δ：鍛圧加工による総圧下量（ｍｍ） ｄ：鍛圧位置における未凝固厚み（ｍｍ） （固相率１００％を凝固界面とみなす） を満足する連続鍛圧加工を施すこと、およびスラブ加熱
   を１２８０〜１３５０℃の低温度域で行うこと、 を特徴とする磁気特性および表面性状に優れた一方向性
   電磁鋼板の製造方法。 ２．　含けい素鋼スラブを連続鋳造法によって作製し、
   スラブ加熱を施したのち、熱間圧延、ついで１回または
   中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施し、その後脱炭・一
   次再結晶焼鈍および最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程に
   よって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、 上記連続鋳造工程において、連続鋳造用の 鋳型より引き抜いた鋳片に対し、鋳片内部が凝固を完了
   する前段階で、鋳片の中心部の未凝固厚み（ｄ）が、次
   式 １．２×Ｄ−８０≦ｄ≦１０．０×Ｄ−８０Ｄ：圧下前
   の鋳片厚み（ｍｍ） の範囲内の位置で、次式 δ／ｄ≧０．５ δ：鍛圧加工による総圧下量（ｍｍ） ｄ：鍛圧位置における未凝固厚み（ｍｍ） （固相率１００％を凝固界面とみなす） を満足する連続鍛圧加工を施すこと、およびスラブ加熱
   を１２８０〜１３５０℃の低温度域で行うこと、 を特徴とする磁気特性および表面性状に優れた一方向性
   電磁鋼板の製造方法。