JPH04157119A

JPH04157119A - 一方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法

Info

Publication number: JPH04157119A
Application number: JP27909690A
Authority: JP
Inventors: Kenji Kosuge; 健司小菅; Morio Shiozaki; 塩崎　守雄
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-10-19
Filing date: 1990-10-19
Publication date: 1992-05-29

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、２．５〜６．５％のＳｔを含む０．３〜３．
０ｍｍ厚−一方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法に関す
るものである。

〔従来の技術〕

一方向性電磁鋼板はトランス等の電気機器の鉄心材料と
して利用されており、磁気特性として励磁特性と鉄損特
性が良好でなくてはならない。しかも近年、特にエネル
ギーロスの少ない低鉄損素材への市場要求が強まってい
る。

しかし、従来の製造方法では、熱延、冷延、焼鈍などの
複雑な工程処理が必要なため、製造コストが非常に高い
という問題がある。そこで最近、電磁鋼の溶鋼を急冷凝
固法で直接薄帯にする技術が開発された。この方法によ
れば、溶鋼から直接成品または生成品が出来るので、製
造コストを大幅に下げることが可能である。

この急冷凝固法で一方向性電磁鋼板を製造する方法は、
インヒビターを活用するものが主流である。たとえば、
特開昭６３−１１６１９号には、Ｓｉ　：２．５〜６．
５％等を含有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷却体
上に連続供給して急冷凝固し、０．７〜２．０ｍ厚の鋳
片を得、これに圧下率５０％以上の冷間圧延を施した後
、焼鈍することからなる一方向性電磁鋼板の製造方法が
開示されている。

さらに、特公昭５６−５１２１６号および特公昭５６−
４３２９５号では、いずれも溶鋼を鋳型の中心部の凝固
冷却速度がｌ″Ｃ／秒以上となるように冷却し、凝固後
の少な（とも６００″Ｃまでを０．０５℃／秒以上で急
冷することにより、硫化物、窒化物、炭化物などの析出
物を殆ど固溶させた鋳片を得、以降の工程で析出処理す
ることにより、微細分散させるようにしている。

〔発明が解決しようとする課題〕

以上のように、特開昭６３−１１６１９号の特許文献記
載の方法によれば、望ましい磁気特性を得るために必要
な、急冷凝固後の具体的な鋳片の冷却速度については言
及されていない。また、特公昭５６−５１２１６号およ
び特公昭５６−４３２９５号のように、たとえ凝固後の
具体的な鋳片の冷却速度が言及されていたとしても、後
に硫化物の析出処理のため再熱する必要があり、省エネ
ルギーの観点からは不利になっている。加えて、この特
許文献記載では、冷却過程で冷却速度を適当に制御すれ
ば一部の硫化物が細かく析出し、そのまま殆ど成長もし
くは凝集粗大化せずに結晶粒内に分散して低い温度に達
することも出来ると言っているが、実際には冷却過程で
冷却速度を適正に制御することは非常に困難で多大の努
力を必要とする、と述べている。

以上のように、従来開示されてきた急冷凝固法による一
方向性電磁鋼板の製造方法では、二次冷却での適切な制
御により微細な硫化物を析出させた鋳片を得て、析出処
理工程の省略、また熱延工程省略を狙った方法は今まで
困難と考えられ、工業化されていなかった。

本発明者らは、この困難を克服し、省エネルギーの観点
からも有利にするため、急冷凝固法における凝固後の冷
却（これを以後、二次冷却と述べる）の適正な制御によ
り、鋳片中へ微細な硫化物を析出させ、（１１０）　＜
００１　＞方位の集積度が高く磁気特性の良好な一方向
性電磁鋼板を得るための薄鋳片製造方法を課題に取り組
んできた。

〔課題を解決するための手段］本発明では、上記課題を解決すべく検討を重ねた結果、
重量でＳｉ　　：２．５〜６．５％、Ｍｎ　　：　０．
０２〜０．１５％、Ｓ　：　０．０１〜０．０５％を基
本成分として含有する溶鋼から０．３〜３．０ｍｍの厚
みの薄鋳片に連続鋳造するに際し、凝固時点を急冷凝固
して、上記硫化物が固溶した凝固相を得、凝固完了から
γループ上部のδ単相域を１００’Ｃ／秒以上で急冷後
、さらに７００°Ｃまでの温度域を５℃／秒以上の冷却
速度で冷却を行う、硫化物の微細析出処理を施すと、二
次再結晶が安定し磁気特性が改善されることを見出した
。これは、本発明での二次冷却方法を用いると、１００
人オーダーの硫化物が均一微細に析出し、かつ結晶粒径
が１００−以下の薄鋳片が得られるためである。

さらに、インヒビターとしてＡｆＮなどの窒化物を必要
とする場合には、後の工程で窒化物の析出処理を施す。

以下に本発明の詳細な説明する。

一方向性電磁鋼板は、その製造工程の最終焼鈍中に二次
再結晶を充分に起こさせ、所謂ゴス集合組織を得ること
により製造できる。このゴス集合組織を得るためには、
−次再結晶粒の成長粗大化を抑制し、（１１０）　（０
０１＞方位の再結晶粒のみを成る温度範囲で選択的に成
長させる。すなわち、二次再結晶させる様な素地を作っ
てやる事が必要である。そのためには、素材に微細な介
在物が一次再結晶粒の成長の抑制材（インヒビター）と
して、均一に分散していなければならない。また、この
時の最適な析出サイズは１００人オーダーであると言わ
れている。

このインヒビターの代表的なものとして硫化物がある。

特公昭５６−４３２９５号の特許文献記載によれば、硫
化物は１５００°Ｃ付近の凝固完了期および１２００〜
９００°Ｃ付近の温度で析出すると言われている。

また、硫化物の溶体化域は１４００〜１２５０℃である
と言われている。つまり、凝固期が徐冷された場合には
、凝固完了期に析出し、凝固期が極めて速く急冷された
場合には、硫化物は地に過飽和に固溶したまま低い温度
に到達する。さらに、１２００〜９００°Ｃ付近の温度
に保持されれば、硫化物は時間に伴って凝集粗大化し、
この温度域でも急冷されれば、硫化物が地に完全に固溶
したままの状態が得られる。

従来での硫化物を活用した急冷凝固法では、前記特公昭
５６−５１２１６号および特公昭５６−４３２９５号に
開示されているように、凝固期を極めて速く急冷して、
引き続いて凝固後も急冷して６００’Ｃ程度まで冷却し
、硫化物が地に完全に固溶したままの鋳片を得、後の析
出処理により１００人オーダーの硫化物を微細に析出さ
せる方法がある。しかし、本発明では上記方法における
余分な析出処理工程を省略するがため、凝固期を極めて
速く急冷して、引き続いて凝固後、硫化物の溶体化域で
ある１４００〜１２５０°Ｃ程度の温度域、つまりδ単
相域でも極めて速く急冷することにより、１２００〜９
００°Ｃ付近の温度域にて１００人オーダーの硫化物を
微細に析出させる方法をとり、後の析出処理を省略する
方法を採っている。つまり、これまでに本発明者らは、
鋳造後の二次冷却で最適な冷却制御温度範囲を実験によ
り明確にし、特にδ単相域での冷却速度が１００人オー
ダーの硫化物の微細析出に密接な関係を持つことを突き
止めた。

この理由としては、以下のことが考えられる。

第１図に、−例としてＦｅ　−３ｉ　−０，０７％Ｃ系
状態図を示す。本発明で述べているδ単相域とは、第１
図での斜線部で示された、Ｔループより高温側のδ相温
度域を示す。

ここで、溶鋼の凝固からの各相でのメカニズムを模式的
に表現すると第２図の様になる。（ａ）は（Ｌ＋δ）領
域を、（ｂ）と（Ｃ）はδ単相領域を、（ｄ）は（δ＋
ｒ　）　６ｉ域をそれぞれ表している。ただし、（ｂ）
は（Ｌ＋δ）Ｉ域近傍の６単相域（δ単相高温側）、（
ｃ）は（δ＋Ｔ）領域近傍のδ単相域（δ単相低温側）
である。また、図中の実線は粒界を、点線は旧（初晶）
δ粒界を示す。溶鋼は凝固後、初晶６粒が晶出しく第２
図（ａ））、後にこれらが成長する（第２図（ｂ））。

この初晶６粒はδ単相域の低温側になると、いくらか粒
成長する（第２図（ｃ））、そして（δ＋γ）領域に入
ると、これら粒成長したδ粒の粒界からγ相が析出する
（第２図（ｄ））。したがって、δ単相域での二次冷却
速度を高めると、第２図の（ｂ）から（Ｃ）での初晶６
粒の粒成長が止まり、第２図（ｂ）での初晶６粒が残存
し、γ相の分布が微細になる。

さて、硫化物の析出について考察してみると、δ単相域
では溶解度積から判断して硫化物は析出しない。（δ十
Ｔ）二相域に入りδ→Ｔ変態が進行すると、Ｓの平衡分
配係数Ｋ　Ｃｒ／δ）は約０．７０であるから、Ｓがγ
相からδ相へ再分配し、δ相中にＳが濃縮し、δ相内−
面に均一かつ微細に析出する。本発明では、δ単相域の
冷却速度を１００℃／秒以上に高めると、より多くのγ
相が微細に分散することになり、この時のγ相分散状態
になるとＳの再分配の効果が大きくなり、δ→Ｔ変態に
より多くの１００人オーダーの微細硫化物がδ相内−面
に析出すると推測される。

以上が、δ単相域での冷却速度が１００℃／秒付近にな
ると、特に１００人オーダーの硫化物の微細析出に密接
な関係を持ってくる理由の一つと考えられる。

さらに、γ相の成長を抑制させるため、７００°Ｃまで
の（δ＋γ）二相域での冷却も合わせて重要である。つ
まり、微細な結晶粒径を持った鋳片を得るため、δ単相
域の冷却速度を急冷することにより、初晶６粒をできる
だけ結合成長させることなく冷却し、次のδ単相以下の
温度域ではγ相の成長を抑制させるため、（δ＋Ｔ）二
相域での冷却を５℃／秒以上必要とする。これにより、
結晶粒径が１００．ｎ以下の微細なものになり、磁気特
性向上の上で非常に好ましいものとなる。この理由は、
薄鋳片の単位体積当たりのゴス核の存在個数が高まるか
らである。

また、高磁束密度を得るため、硫化物に加えてＡｆｆｉ
Ｎなとの窒化物をインヒビターとして利用する場合につ
いて述べる。前記特公昭５６−４３２９５号によると、
ＡｆＮは１１５０°Ｃ以下で析出すると述べている。し
たがって、ＡＩＮなどの窒化物を出来るだけ多く固溶し
た状態にするためには、（δ＋Ｔ）二相域を急冷する必
要がある。その急冷の度合いは、硫化物析出範囲と略同
じで良い。そして、後の工程にて９５０〜１２００’Ｃ
の３０秒〜３０分の条件で中間焼鈍を行い、ＡｆＮ等を
微細析出させる。

なお、鋳片の集合組織については、急冷凝固法により結
晶方位がランダムな組織が得られる。

〔作　用］次に本発明において、１ｉｉ１組成および製造条件を前
記のように限定した理由を、詳細に説明する。

この鋼成分の限定理由は下記のとおりである。

Ｓｉは鉄損を良くするために下限を２．５％とするが、
多すぎると冷間圧延の際に割れ易く加工が困難となるの
で上限を６．５％とする。

ＭｎはＭｎＳを形成するために必要な元素で、下限０．
０２％は、これ未満であればＭｎＳの絶対量が不足し、
上限０．１５％は、これを越えるとＭｎＳの適当な分散
状態が得られないので上記範囲に限定した。

ＳはＭｎＳ、（Ｍｎ　　−Ｆｅ）Ｓを形成するために必
要な元素で、下限０．０１％は、これ未満では、ＭｎＳ
、（Ｍｎ　　−Ｆｅ）Ｓの絶対量が不足し、上限０．０
５％は、これを越えると仕上高温焼鈍で脱硫が困難とな
るので上記範囲に限定した。

さらに、硫化物に加えてＡｆＮを利用する場合は、酸可
溶性Ａ２とＮを添加する。酸可溶性Ａｉ。

はＡｆＮを形成するために必要な元素で、下限０．０１
％は、これ未満ではＡｆｆｉＮの絶対量が不足し、上限
０．０４％は、これを越えるとＡｊ２Ｎの適正な分散状
態が得られないので限定した。

ＮはＡｉＮを形成するために必要な元素で、下限０．０
３％は、これ未満ではＡｆＮの絶対量が不足し、また上
限０．０１５％は、これを越えると二次再結晶が不安定
となると共に、ブリスターが発生しやすくなるので上記
範囲に限定した。

その他、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂはインヒビターを強くする目
的で１．０％以下において少なくとも１種添加しても良
い。

Ｃについては、０．０３〜０．０１％が望ましい。下限
０．０３％は、これ未満であれば二次再結晶が不安定と
なり、上限０．１０％は、これより多くなると脱炭所要
時間が長くなり、経済的に不利となるからである。

次に、この溶鋼を双ロール法等により急冷凝固し、０．
３〜３．３閣厚の薄鋳片を製造するが、最終板厚０．０
５〜０．４０ｍの製品を想定したとき、良好な二次再結
晶を得るためには０．３　ｍ未満では冷延圧下率が不足
であり、３．０■超では冷延圧下率は過剰となる。

さらに凝固直後、二次冷却を実施する必要がある。本発
明では、硫化物の微細析出処理を施すため、γループ上
部のδ単相域の冷却速度を限定した。第３図にδ単相域
での二次冷却速度と磁気特性の関係を示す。この図から
、磁気特性を良好にするには、最適な二次冷却速度の下
限値が１００℃／秒であることがわかる。二次冷却速度
が、これ以下では硫化物が粗大析出し均一微細とはなら
ず、二次再結晶が不安定になり良好な磁気特性が得られ
ない。また第４図に、後述実施例工におけるδ単相域で
の二次冷却を１２５℃／秒実施した条件Ａと、３０”Ｃ
／秒実施した条件Ｅでの、鋳片の硫化物のサイズ分布を
示す。δ単相域の冷却速度を１００”Ｃ／秒以上にする
ことにより、二次再結晶に有効な１００人オーダーの硫
化物が析出している。

また、δ単相以下の温度域では、微細な結晶粒径を持つ
ため、（δ＋γ）二相域を急冷する必要がある。このた
めには、少なくとも７００°Ｃまで５”Ｃ／秒以上の冷
却を必要とする。この下限値５℃／秒は、冷却速度がこ
れ以下では結晶粒径粗大化し、硫化物も凝集粗大化する
ため限定した。

また、ＡｆＮなどの窒化物を必要とする場合にも、本発
明による７００℃まで５℃／秒以上の冷却により、窒化
物が出来るだけ多く固溶した状態になり、上記の二次冷
却条件が満足されなければ、窒化物が粗大析出する。

以上、二次冷却方法としては、凝固完了からγループ上
部のδ単相域を１００℃／秒以上で急冷後、さらに７０
０℃までの温度域を５℃／秒以上の冷却速度で冷却を行
う硫化物の微細析出処理を施せば、微細な結晶粒径を持
ち、ＡＩＮなどの窒化物を多く固溶した状態で鋳片を得
ることができる。

ここで、急冷凝固された鋳片を二次冷却する方法である
が、気水冷却及び不活性ガス、不活性流体による冷却が
代表的なものとして挙げられる。

これらの他に、サポート的な冷却移動媒体（たとえば、
ロール等）による接触式冷却方法も考えられる。

以上、本発明により得られた薄鋳片の集合組織は、結晶
方位がランダムな集合組織である。

この薄鋳片素材は、熱延工程を実施することなく次工程
へ進む。ここで、インヒビターとして窒化物も必要とす
る場合は、ＡＩＮ等の析出のために９５０〜１２００℃
で３０秒〜３０分の中間焼鈍を行うことが望ましい。

次に、１回ないし、中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延
を施す。このときの最終冷延圧下率は高いゴス集積度を
もつ製品を得るため、圧下率６０〜９０％が必要となる
。

この後は、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、さらにＭ
ｇＯ等の焼鈍分離剤を塗布して、二次再結晶と純化のた
め１１００°Ｃ以上の仕上げ焼鈍を行うことで、磁気特
性が良好な一方向性電磁鋼板が製造される。

次に本発明の実施例を挙げて説明する。

（実施例１）第１表に示す成分組成を含む溶鋼を、双ロール急冷凝固
法により、２．４　ｗａ厚の薄鋳片にした。鋳造条件は
、ロール径が３００■φ、ロール周速度が４４０ｍ／秒
、溶鋼のロール接触時間は約０．３秒であった。なお、
この溶鋼の液相線温度は約１４９０°Ｃ１固相線温度は
約１４３０°Ｃである。また、δ→γ変態は、約１３０
０°Ｃから始まると推定される。鋳造直後は、双ロール
直下から気水冷却を実施し、１３００°Ｃまで二次冷却
した。冷却速度は、第２表に示すように、Ａ、Ｂ、Ｃ，
Ｄ、Ｅで、それぞれ、１２５゜１１０　．９０．７０．
３０℃／秒の５水準をとった。１３００°Ｃから７００
°Ｃまでの二次冷却速度は、いずれも１０℃／秒である
。

このとき、条件ＡとＥでの硫化物のサイズ分布を第４図
に示す。条件Ａで１３００°Ｃまでを最急冷することに
より硫化物が均一に析出しており、そのサイズ分布も二
次再結晶に有効な１００人オーダーのものに集中してい
る。また、得られた薄鋳片の平均結晶粒径を第２表に示
す。１３００℃までの冷却速度を１００℃／秒以上にす
ることにより、結晶粒径は１００ｎ以下のものが得られ
た。薄鋳片の集合組織は、いずれの条件もランダム集合
組織であった。

ついで、得られた鋳片を酸洗した後、冷間圧延を行い０
．８腫厚にした０次に湿潤水素中で焼鈍し、再度、冷間
圧延を施し０．２９閣厚にした。さらに、湿潤水素中で
脱炭焼鈍しＭｇＯ粉を塗布した後、１２００℃に１０時
間、水素ガス雰囲気中で高温焼鈍を行った。

第３表に、得られた製品の磁気特性を示す。製品の磁性
は、第３表に示すように二次冷却条件ＡとＢで満足でき
るものが得られ、１３００’Ｃまでの冷却速度を１００
℃／秒以上実施した方が良好な磁気特性になった。

第２表第３表（実施例２）第４表に示す成分組成を含む溶鋼を、双ロール２、冷凝
固法により、２．３閣厚の薄鋳片にした。鋳造条件は、
ロール径が３００ｍｍφ、ロール周速度が４５０■／秒
、溶鋼のロール接触時間は約０．３秒であった。なお、
この溶鋼の液相線温度は、約１４９０℃、固相線温度は
、約１４３０″Ｃである。鋳造後の二次冷却条件は、第
５表に示すように２水準とし、双ロール直下から気水冷
却を実施した。条件Ｆは、１３００°Ｃまで１３５’Ｃ
／秒をとり、条件Ｇは、１３００°Ｃまで７０℃／秒を
とった。１３００’Ｃから７００℃までの二次冷却速度
は、いずれも１０℃／秒である。

このとき、得られた薄鋳片の平均結晶粒径と、硫化物の
平均サイズを第５表に示す。条件ＡとＥでの鋳片断面の
光学顕微鏡組織の代表例を第５図、　に示す。１３００
°Ｃまでを最急冷することにより、硫化物は、１００人
オーダーのものが得られた。また、薄鋳片の結晶粒径に
ついては、１００−以下のものが得られた。集合組織は
、いずれの条件もランダム集合組織であった。

ついで、得られた鋳片を１１２０″Ｃで５分間焼鈍を行
い、さらに酸洗した後、冷間圧延を行い０．２９ｍ厚に
した。次に湿潤水素中で脱炭焼鈍し、ＭｇＯ粉を塗布し
た後、１２００℃に１０時間、水素ガス雰囲気中で高温
焼鈍を行った。

得られた製品あ磁性は、第６表に示すように、二次冷却
条件Ｆであり、１３００°Ｃまでの冷却速度を１３５℃
／秒実施した方が、良好な磁気特性になった。

第６表（実施例３）第７表に示す成分組成を含む溶鋼を、双ロール急冷凝固
法により、２．０ｍｍ厚の薄鋳片にした。

鋳造条件は、ロール径が３００■φ、ロール周速度が５
５０■／秒、溶鋼のロール接触時間は約０．３秒であっ
た。なお、この溶鋼の液相線温度は、約１４９０℃、固
相線温度は、約１４３０°Ｃである。鋳造後の二次冷却
条件は、双ロール直下から気水冷却を実施した。冷却速
度は１３００℃まで１４５℃／秒をとり、１３００℃か
ら７００℃までは２０℃／秒である。

このとき、得られた薄鋳片の平均結晶粒径は８２趨、硫
化物の平均サイズは６７０人であった。集合組織は、ラ
ンダム集合組織であった。

ついで、得られた鋳片を１１２０°Ｃで５分間焼鈍を行
い、さらに酸洗した後、冷間圧延を行い０．２３０厚に
した。次に湿潤水素中で脱炭焼鈍し、ＭｇＯ粉を塗布し
た後、１２００°Ｃに１０時間、水素ガス雰囲気中で高
温焼鈍を行った。

得られた製品の磁性は、磁束密度はＢ、＝１．９２（Ｔ
）、鉄損ＷＩ？１５゜＝０．９５　（ｋｇ／Ｗ）で、良
好な磁気特性が得られた。

第７表　　　　　イ騨爬）　（ｗｔ％）〔発明の効果〕本発明によれば、急冷凝固法により得られた珪素鋼薄鋳
片を素材とし、熱延を省略して、高い磁束密度を有する
一方向性電磁鋼板を、安価かつ省エネルギーに製造する
ことができるので、産業上の貢献するところが極めて大
である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｆｅ　−３ｔ　−０，０７％Ｃ系状態図であ
る。第２図は、各温度域での相変態の模式図である。（
ａ）は（Ｌ十δ）領域を、（ｂ）は（Ｌ＋δ）領域近傍
のδ単相域（δ単相高温側）を、（Ｃ）は（δ＋γ）領
域近傍のδ単相域（δ単相低温側）を、（ｄ）は（δ＋
γ）領域を、それぞれ表している。また、図中の実線は
粒界を、点線′は旧（初晶）δ粒界を示す。第３図は、
１４３０〜１３００℃での二次冷却速度と磁気特性の関
係を示す。゛第４図は、薄鋳片の硫化物のサイズ分布である。第５図は鋳片断面の光学顕微鏡金属組織の代表例を示す
写真である。

Claims

【特許請求の範囲】１、重量でＳｉ：２．５〜６．５％、Ｍｎ：０．０２〜
０．１５％、Ｓ：０．０１〜０．０５％を基本成分とし
て含有する溶鋼から０．３〜３．０ｍｍの厚みの薄鋳片
に連続鋳造するに際し、凝固時点を急冷凝固して上記硫
化物が固溶した凝固相を得、凝固完了からγループ上部
のδ単相域を１００℃／秒以上で急冷後、さらに７００
℃までの温度域を５℃／秒以上の冷却速度で冷却を行う
、硫化物の微細析出処理を施すことを特徴とする一方向
性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法。２、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｎ：０．０
０３〜０．０１５％を含有する特許請求の範囲第１項記
載の方法。