JPH0686630B2 - 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、電機器の鉄心に用いられる一方向性珪素鋼板
の製造における基本冶金現象として利用するところの、
二次再結晶の発現に対して有効な析出物（一般にインヒ
ビターと呼ばれている）として、新規な成分組合せを提
示し、これにより磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製
造を可能にするものである。

〔従来の技術〕

一方向性珪素鋼板は鋼板面が｛110｝面で、圧延方向が
〈100〉軸を有するいわゆるゴス方位（ミラー指数で｛1
10｝〈001〉方位を表わす）を持つ結晶粒から構成され
ており、軟磁性材料として変圧器および発電機用の鉄心
に使用される。この鋼板は磁気特性として磁化特性と鉄
損特性が良好でなければならない。磁化特性の良否はか
けられた一定の磁場中で鉄心内に誘起される磁束密度の
高低で決まり、磁束密度の高い製品では鉄心を小型化出
来る。磁束密度の高さは鋼板結晶粒の方位を｛110｝〈0
01〉に高度に揃えることによって達成出来る。

鉄損は鉄心に所定の交流磁場を与えた場合に熱エネルギ
ーとして消費される電力損失であり、その良否に対して
磁束密度、板厚、不純物量、比抵抗、結晶粒大きさ等が
影響する。

磁束密度の高い鋼板は電気機器の鉄心を小さく出来、ま
た鉄損も少なくなるので望ましく、当該技術分野では出
来る限り磁束密度の高い製品を安いコストで製造する方
法の開発が課題である。

特に最近は磁区細分化技術が開発され、高い磁束密度を
有する材料ほど低い鉄損値のものが得られるようになっ
てきている。

ところで、一方向性珪素鋼板は、熱延板を適切な冷延と
焼鈍との組合せにより最終板厚になった鋼板を仕上焼鈍
することにより｛110｝〈001〉方向を有する一次再結晶
粒を選択成長させる、いわゆる二次再結晶によって得ら
れる。二次再結晶は二次再結晶前の鋼板中に微細な析出
物、例えばMnS,AlN,MnSe,Cu₂S，（Al,Si）Ｎ等が存在す
ること、あるいはSn,Sb等の粒界存在型の元素が存在す
ることによって達成される。これら析出物、粒界存在型
の元素はJ.E.May and D.Turnbull（Trans.Het.Soc.AIME
212（1958） p769/781）によって説明されているよう
に仕上焼鈍工程で｛110｝〈001〉方位以外の一次再結晶
粒の成長を抑え、｛110｝〈001〉方位粒を選択的に成長
させる機能を持つ。このような粒成長の抑制効果は一般
にはインヒビター効果と呼ばれている。したがって当該
分野の研究開発の重点課題はいかなる種類の析出物、あ
るいは粒界存在型の元素を用いて二次再結晶を安定させ
るか、そして正確な｛110｝〈001〉方位粒の存在割合を
高めるためにそれらの適切な存在状態をいかに達成する
かにある。特に、最近では一種類の析出物による方法で
は｛110｝〈001〉方位の高度の制御に限界があるため、
各析出物について短所・長所を深く解明することによ
り、いくつかの析出物を有機的に組合せて、より磁束密
度の高い製品を安定に、かつコスト安く製造出来る技術
開発が進められている。

析出物の種類として、M.F.Littmannは特公昭30-3651
に、J.E.May and D.TurnbullはTrans Met.Soc.AIME 212
（1958）p769/781にMnSを、田口、板倉は特公昭33-4710
にAlNとMnSを、FiedlerはTransはTrans,Met.Soc AIME 2
21（1961） p1201〜1205にVNを、今中らは特公昭51-134
69にMnSe,Sbを、J.A.Salsgiverは特開昭57-45818号公報
にAlNと硫化銅を、小松らは特願昭60-179855に（Al,S
i）Ｎを開示しており、その他TiS,CrS,CrC,NbC,SiO₂等
が知られている。又粒界存在型の元素として「日本金属
学会誌」27（1963）p186斎藤達雄にAs,Sn,Sb等が述べら
れているが工業生産においてはこれら元素単独で使用さ
れる例は無く、いずれも析出物と共存させてその補助的
効果を狙って使用されている。さらに特徴のあるインヒ
ビターとして、H.grenobleによる米国特許第3,905,842
号（1975）,H.Fiedlerによる米国特許第3,905,843号（1
975）がある。すなわち固溶のS,B,Nを適当量だけ存在さ
せることによって、磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の
製造を可能にしている。二次再結晶に効果のある析出物
の選択基準は必ずしも明らかにされていないが、その代
表的見解が松岡により「鉄と鋼」53（1967） p1007〜10
23に述べられている。要約すると （１）大きさは0.1μｍ程度 （２）必要容積は0.1vol％以上 （３）二次再結晶温度範囲で完全に溶けてしまっても全
く溶けなくても不可であり適当な程度固溶する である。上記各種析出物はこれら条件に当てはまる部分
もあるが、全ての現象がこの条件に当てはまるわけでは
無い。最近の冷間圧延以降において鋼板を窒化する方法
においては、上記（１）は重要な意味をもたないことが
分った。この様に現状では析出物の選択をする際の指導
原理は確立しておらず、試行錯誤の繰り返しで、新しい
インヒビター制御技術が探索されている。いずれにして
も高い磁束密度（｛110｝〈001〉方位の高集積度）を得
るためには析出物を微細で均一かつ多量に仕上高温焼鈍
前の鋼板中に存在させる事が必要であり、析出物の制御
と同時にその析出物の特性に合致すべく圧延、熱処理の
適切な組合せにより二次再結晶前の性状を調整する事が
重要である。

〔発明が解決しようとする課題〕

現在、工業生産されている代表的な一方向性珪素鋼板製
造方法として３種類あるが、各々については長所・短所
がある。第一の技術はM.F Littmannによる特公昭30-365
1号公報に示されたMnSを用いた二回冷延工程であり、得
られる二次再結晶粒は安定して発達するが、高い磁束密
度が得られない。第二の技術は田口等による特公昭40-1
5644号公報に示されたAlN＋MnSを用いた最終冷延を80％
以上の強圧下率とするプロセスであり、高い磁束密度は
得られるが、工業生産に際してその製造条件の適切範囲
が狭く最高磁性の製品の安定生産に欠ける。第三の技術
は今中等による特公昭51-13469号公報に示されたMnS
（および／またはMnSe）＋Sbを含有する珪素鋼を二回冷
延工程によって製造するプロセスであり、比較的に高い
磁束密度は得られるが、Sb,Seのような有害でかつ高価
な元素を使用し、しかも二回冷延法であることから製造
コストが高くなる。上記３種類の技術においては共通し
て次のような問題がある。すなわち、上記技術はいずれ
もが析出物を微細、均一に制御する技術として熱延に先
立つスラブ加熱温度を第一の技術では1260℃以上、第二
の技術では特開昭48-51852号公報に示すように素材Si量
によるが３％Siの場合で1350℃、第三の技術では特開昭
51-20716号公報に示されるように1230℃以上、高い磁束
密度の得られた実施例では1320℃といった極めて高い温
度にすることによって粗大に存在する析出物を一旦固溶
させ、その後の熱延中、あるいは熱処理中に析出させて
いる。スラブ加熱温度を上げることはスラブ加熱時の使
用エネルギーの増大、ノロの発生による歩留り低下およ
び加熱炉補修費の増大ならびに加熱炉補修頻度の増大に
起因する設備稼働率の低下、さらには特公昭57-41526号
公報に示されるように線状二次再結晶不良が発生するた
めに連続鋳造スラブが使用出来ないという問題がある。
しかしこのようなコスト上の問題以上に重要なことは、
鉄損向上のためにSiを多く、成品板厚を薄く、といった
手段を採るとこの線状二次再結晶不良の発生が増大し、
高温スラブ加熱法を前提にした技術では将来の鉄損向上
に希望を持てない。これに対し特公昭61-60896号公報に
開示されている技術では鋼中のＳを少なくすることによ
って二次再結晶が極めて安定し、高Si薄手成品を可能に
した。しかしこの技術は量産規模で工場生産する上で磁
束密度の安定性に問題があり、例えば特開昭62-40315号
公報に開示されているような改良技術が提案されている
が今まで完全に解決するに至っていない。

以上の技術とは別にH.grenobleによる米国特許第3,905,
842号、H.Fiedlerによる米国特許第3,905,843号がある
が、この技術は本質的に矛盾があり工業生産されていな
い。すなわち、この技術ではインヒビターとして固溶Ｓ
が中心であるため、固溶Ｓ確保のためにMnを下げて、Mn
Sを形成させない事が必須である。具体的にはMn/S2.1
が必要である。ところで固溶ＳおよびSeは材料の靱性に
極めて悪影響を持つことは広く知られている。したがっ
てSi量が多く割れ易い一方向性珪素鋼板ではこのような
固溶Ｓ或いはSeのある状態で冷間圧延することは、工業
生産では極めて困難である。以上に詳述したように、コ
ストを低く、特性的には高い磁束密度でしかも将来の低
鉄損の可能性の大きい高Si、薄手成品も満足させるため
にはインヒビター設計を再構築する必要がある。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者等は溶鋼中のＳ又はSe又はその複合量を一定量
以下に少なくし、しかも固溶Ｓ又はSeを少なくする条件
下で適当量のAlとＮ、及びＢとTiを複合して含有させた
素材を通常の１回又は２回の冷延工程で最終板厚とし、
脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、仕上焼鈍を行なうプロセス
を採るとともに最終冷延から仕上焼鈍での二次再結晶開
始までの昇温段階の間に窒化処理を行うことにより、極
めて磁束密度の高い一方向性珪素鋼板を製造することに
成功した。

この結果、磁区制御技術との組合せにより、従来にもま
して鉄損値の低い材料を得ることが可能となった。

本発明を特徴づける構成条件について説明する。Ｓ又は
Se量が多くなると成品長手方向に線状二次再結晶不良が
増加し安定生産が出来ない。この傾向は特にSiが3.2％
（以下％は全て重量％である）を超えた高Si範囲で、又
0.23mm（9mil成品）以下の薄手成品で顕著になる。この
様な線状二次再結晶不良が全く発生しないＳ＋Seの含有
量の上限値として0.012％を限定した。この限定範囲の
中でも本発明では従来有効であるとされていたＳ又はSe
量が多くなるとむしろ磁束密度は劣化し、少ないもの程
良好な磁束密度となるが、現状の溶製技術ではコストを
高くせずに下げ得る範囲として0.0005％以上が一般的で
ある。次に本発明ではコストを下げるため熱延および冷
延時の圧延割れを皆無にすることを狙っており、固溶Ｓ
又はSeによる割れを防ぐためMn/S＋Se≧４とすることに
より鋼中に存在する微量S,Seを出来るだけMnS,MnSeとし
て固着することにしてある。

第１図はC:0.053％、Si:3.35％、P:0.030％、Al:0.030
％、N:0.0075％、B:0.0039％、Ti:0.0038％を含有し、
更にMn0.04％と0.12％を含んだ溶鋼にＳ量を変えた50kg
インゴットを1360℃と1150℃に加熱した後、熱間圧延し
た後の熱延板端部の割れを示したものである。Mn/S≧４
で急激に割れが減少し、特にMnSを固溶させない1150℃
の低温スラブ加熱材ではほとんど割れは発生しない。

なお、第２図（ａ）（ｂ）は第１図の端部における熱延
板形状を表わす写真であり、同図（ａ）は第１図におい
て、Mn/S＝２におけるスラブ加熱温度1350℃の場合の状
態を示し、同図（ｂ）はMn/S＝14の場合の状態（スラブ
加熱温度1350℃の場合（1150℃の場合も殆んど同様））
を示す。

次にＢの効果について説明する。

C:0.053％、Si:3.25％、Mn:0.14％、S:0.007％、Ti:0.0
030％、P:0.023％、Al:0.028％、N:0.0085％にＢを0.00
02〜0.0095％を含有する50kgインゴットを1150℃に加熱
後2.0mmの熱延板とした。1120℃×3minの熱延板焼鈍後
0.20mmに冷延し、810℃,830℃,850℃,870℃,890℃,910
℃で脱炭焼鈍し、窒化フェロマンガンを含有するMgOを
塗布後に1200℃の二次再結晶焼鈍を行なった。この結果
を第３図に示す。図から脱炭焼鈍温度を上げると磁束密
度B₈は上るが、Ｂの少ないものは細粒が発生し易く、か
つB₈の最高値が小さいことが分る。一方多すぎても高B₈
が得られず、適性範囲は0.0005〜0.0080％である。

第４図はＢとTiを複合添加した場合の結果を示したもの
である。

C:0.048％、Si:3.30％、Mn:0.100％、S:0.008％、P:0.0
25％、Al:0.032％、N:0.0075〜0.0092％を基本成分とし
これにTiを0.0010〜0.0180％、Ｂを0.0002〜0.0090％の
範囲で複合添加した50kgインゴットを1150℃に加熱後2.
0mmの熱延板を造った。これを1120℃×3minの熱延板焼
鈍をした後0.20mmに冷延し、850℃で脱炭焼鈍をし、窒
化フェロマンガンを含有するMgOを塗布後に1200℃の二
次再結晶焼鈍を行なった。

第４図によれば、B₍₈₎:1.93T以上の高磁束密度のものが
Ti0.0020〜0.0120％、B0.0005〜0.0080％の範囲で複合
添加した場合に得られることが明らかになった。

このＢとTiの効果は冷間圧延以降に鋼板が窒化される場
合に意味があり恐らく微細なBN或はTiNが効果を持つと
考えられる。N:0.0010％未満では二次再結晶粒の発達が
悪くなる。0.0120％を超えるとブリスターと呼ばれる鋼
板のふくれが発生する。

次にAlはＮと結合してAlNとなるが、本発明では後工程
で窒化によりAlを含む化合物を形成させることを必須と
しているためそのフリーのAlが一定量以上必要である。
そのためには、Alの適正範囲は0.012〜0.050％必要であ
る。

なお、以上の成分の他に、Ｃは0.025〜0.075％の範囲が
好ましい。

Ｃ含有量が0.025％未満では、二次再結晶が不安定にな
りかつ、二次再結晶した場合でも製品の磁束密度が低
い。一方、Ｃ含有量が0.075％を超えると、脱炭焼鈍時
間が長くなり、生産性を阻害する。

また、Mnの含有量は、Ｓの含有量との関係において、上
述した如く、Mn/S≧4.0で熱延板の耳割れを防止すると
いう観点からは十分であるが、Mn含有量の上限は0.45％
が好ましい。0.45％を超えると、皮膜欠陥が出る。

スラブ加熱温度については、従来のようにインヒビター
を固溶する高温スラブ加熱でも、また殆んど従来では無
理と考えられていた普通鋼並の低温スラブ加熱でも二次
再結晶は行なわれる。しかし第１図に示した様に熱延の
割れが少なく出来る事、又当然の事として熱エネルギー
が少ない低温スラブ加熱が有利である事からノロの発生
しない1200℃以下が望ましい。

熱延以降の工程においては、最も高いB₈を得るために短
時間の焼鈍後80％以上の高圧延率の冷延によって最終板
厚にする方法が望ましい。しかし特性はやや劣るが低コ
ストとするために熱延板焼鈍を省略してもよい。又最終
成品の結晶粒を小さくするため中間焼鈍を含む工程でも
可能である。

次に湿水素或いは湿水素、窒素混合雰囲気ガス中で脱炭
焼鈍をする。このときの温度は特にこだわらないが800
℃〜900℃が好ましい範囲である。

なお、このときの雰囲気の露点は＋30℃以上が好まし
い。

次いで焼鈍分離剤を塗布し高温（通常1100℃〜1200℃）
長時間の仕上げ焼鈍を行なう。本願の窒化における最も
好ましい実施態様は、上記仕上げ焼鈍の昇温過程におい
て窒化する事であり、これにより二次再結晶に必要なイ
ンヒビターを作り込む事ができる。これを達成するため
に焼鈍分離剤中に窒化能のある化合物、例えばMnN,CrN
等を適当量添加するか或いはNH₃等の窒化能のある気体
を雰囲気ガス中に添加する。第５図は、脱炭焼鈍後の銅
板（ａ）と、MnNを添加した焼鈍分離剤を脱炭焼鈍後の
鋼板に塗布して仕上焼鈍を行なう（仕上焼鈍初期段階に
MnNにより鋼板を窒化する）ときの昇温過程1000℃にお
ける鋼板（ｂ）のインヒビターを観察したものである。

鋼板（ｂ）において、インヒビターが著しく増えている
ことが判る。なお、本発明における窒化の他の実施態様
として、脱炭焼鈍時均熱以降で窒化能のある気体の雰囲
気で窒化するか、又は、脱炭焼鈍後別途設けたNH₃等の
雰囲気を有する熱処理炉に通過せしめて窒化してもよ
く、以上の手段の組合せでもよい。

二次再結晶完了後は水素雰囲気中において純化焼鈍を行
なう。

〔実施例〕

（１）C:0.055％、Si:3.3％、Mn:0.14％、P:0.030％、
S:0.007％、Ti:0.0040％、Cr:0.12％、Al:0.030％、N:
0.0080％、残部Fe及び不可避的不純物からなる珪素鋼に
Ｂを下表に記した添加量のスラブを1150℃で加熱し2.0m
mの熱延板を造った。これを1100℃×２分の焼鈍をし、
１回の冷延で0.20mmとし850℃×90秒の脱炭焼鈍を60℃
の湿水素窒素混合ガス中で行なった。次にMgO中にTiO₂
３％とフェロ窒化マンガン５重量％を添加した焼鈍分離
剤（ａ）とMgOとTiO₂３％のみの焼鈍分離剤（ｂ）の二
種類に塗り分け、10℃/hrの昇温速度で1200℃に加熱
し、20時間の焼鈍をした。

この時の雰囲気ガスは1200℃までの昇温過程ではN₂25％
とH₂75％の混合ガスを使用し、1200℃の均熱時はH₂100
％とした。焼鈍分離剤中に窒化源となるフェロ窒化マン
ガンを添加したものはいずれも二次再結晶をし、Ｂを添
加した材料では、いずれも極めて高い磁束密度が得られ
た。一方フェロ窒化マンガンを添加しないものはいずれ
も二次再結晶不良となった。結果を下表に示す。

（２）C:0.048％、Si:3.25％、Mn:0.12％、P:0.025％、
Cr:0.14％、Ti:0.0030％、Al:0.028％、N:0.0070％、B:
0.0030％、残部Fe及び不可避的不純物からなる珪素鋼の
Ｓの含有量を（ａ）0.003％、（ｂ）0.009％、（ｃ）0.
018％に変えたスラブを1200℃で加熱し1.8mmの熱延板を
造った。これを1100℃×２分の焼鈍を行い、１回の冷延
で0.18mmとし、830℃×90秒の脱炭焼鈍を55℃の湿水素
窒素混合ガス中で行い、MgO中に７重量％のフェロ窒化
マンガンを添加した焼鈍分離剤を塗布し、15℃/hrの昇
温速度で1200℃に加熱し、20時間の焼鈍を行なった。こ
の時の雰囲気ガスは実施例１と同じである。

結果を次に示す。

Ｓの含有量が多いと高磁束密度が得られない。

（３）C:0.045％、Si:3.50％、Mn:0.16％、P:0.035％、
Al 0.028％、N:0.0080％、Ti:0.0040％、B:0.0035％、
残部Fe及び不可避的不純物からなる溶鋼にSeを（ａ）0.
0050％、（ｂ）0.0100％、（ｃ）0.0200％添加したスラ
ブを1150℃で加熱熱延し2.0mmの熱延板を造った。

これを1150℃×２分＋900℃×２分の熱延板焼鈍した後
急冷却し、酸洗し0.20mmまで冷延した。

この後、830℃×90秒の脱炭焼鈍をし、MgOに５重量％の
フェロ窒化マンガンを添加した焼鈍分離剤を塗布し、10
℃/hrの昇温速度で1200℃に加熱し、20時間の焼鈍を行
なった。

この時の雰囲気ガスは1200℃までの昇温過程ではN₂50％
とH₂50％の混合ガスを使用し、1200℃の均熱時はH₂100
％とした。

磁気特性は次の如くであった。

Se含有量が多すぎると高磁束密度が得られない。

（４）C:0.045％、Si:3.30％、Mn:0.150％、S:0.009
％、P:0.030％、Al:0.031％、N:0.0070％、Ti:0.0060
％、残部Fe及び不可避的不純物からなるスラブ（ａ）と
これに更にＢを0.0035％添加したスラブ（ｂ）を1100℃
で加熱熱延し2.3mmの熱延板を造った。

これを（１）熱延板焼鈍なし、（２）熱延板焼鈍を900
℃×５分した後急冷却したもの、（３）1150℃×２分＋
900℃×２分熱延板焼鈍後急冷却したものの３水準を準
備した。

これを１回冷延で0.30mmとし、830℃×150秒の脱炭焼鈍
を650℃の湿水素窒素混合ガス中で行い、MgOにTiO₂を添
加した焼鈍分離剤を塗布し、15℃/hrの昇温速度で1200
℃に加熱し、20時間の仕上焼鈍をした。

この昇温過程の雰囲気ガスには窒素25％、水素75％の混
合ガス中にNH₃ガスを10ppm添加したものを用い、1200℃
の均熱時は水素ガスのみに切替え純化した。

磁気特性（B₈）は次の如くであった。

Ｂを添加したものが添加しないものに比べ熱延板焼鈍の
有り無しに関係なく高Ｂが得られた。

（５）C:0.056％、Si:3.40％、Mn:0.130％、S:0.005
％、P:0.030％、Al:0.027％、N:0.0075％、Ti:0.0030
％、B:0.0042％、残部Fe及び不可避的不純物からなるス
ラブを1150℃で加熱熱延し2.5mmと1.6mmの熱延板を造っ
た。2.5mm厚の熱延板は酸洗後1.6mmまで冷延し、1.6mm
厚の熱延板と同時に1120℃×2.5分の焼鈍後急冷処理を
した。これを0.150mmまで冷延し、830℃×70秒の脱炭焼
鈍をし、MgOにTiO₂とMnNを添加した焼鈍分離剤を塗布
し、1200℃20時間の仕上焼鈍を行なった。

この昇温過程の雰囲気ガスには窒素25％、水素75％の混
合ガスを用い、1200℃の均熱時は水素ガスのみに切換え
純化した。磁気特性は次の如くであった。

〔発明の効果〕 本発明は上述した如く、普通鋼並の低温スラブ加熱で圧
延割れの少ない、しかも極めて高い磁束温度を得ること
ができるので、その工業的価値は極めて高い。

【図面の簡単な説明】

第１図はMn/Sと熱延板端部割れ深さとの関係を示す図、
第２図（ａ）（ｂ）は第１図の熱延板端部の熱延板形状
を示す写真、第３図はＢと脱炭焼鈍温度との関係を示す
図、第４図はTi,Bの複合添加した場合の磁束密度の状態
を示す図であり、第５図は、脱炭焼鈍後の鋼板（ａ）
と、MnNを添加した焼鈍分離材を脱炭焼鈍後の鋼板に塗
布して、仕上焼鈍を行なうときの昇温過程1000℃におけ
る鋼板（ｂ）の金属組織中の析出物の分布を示す写真で
ある。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Si:1.5〜4.8％ Al:0.012〜0.050％ Ti:0.0020〜0.0120％ N:0.0010〜0.0120％ B:0.0005〜0.0080％ Ｓ又はSeの１種又は２種を合計で0.012％
   以下、 Mn/（Ｓ＋Se）：（重量比） ≧4.0、 残部Fe及び不可避的不純物 から成る珪素鋼熱延板を１回、又は２回以上の冷延工程
   により最終板厚とし、次いで湿水素中で脱炭焼鈍し、焼
   鈍分離剤を塗布し、二次再結晶と純化とを目的とした仕
   上焼鈍を行うとともに最終冷延後から仕上焼鈍の二次再
   結晶開始までの昇温段階の間に窒化処理を行うことを特
   徴とする磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法。