JPH0686632B2 - 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〕 本発明は電気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を形成させるた
めの新規な成分組合せを提示するもので、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。

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＞方位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、坂倉は特公昭33-4710
にAlNとMnSを、FiedlerはTrans,Met.Soc AIME 221（196
1）p1201〜1205にVNを、今中らは特公昭51-13469にMnS
e,Sbを、Salsgiver等は特公昭57-45818にAlNと硫化銅
を、小松らは特願昭60-179855に（Al,Si）Ｎを開示して
おり、特開昭60-184632号公報には、AlNとMnS又はMnSe,
Sn,Cuを含む珪素鋼板にTiを添加する方法が開示されて
いる。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（196
3）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。

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） p1007〜1023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。最近の冷延以降に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判った。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の割合で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及びSeは材料の靭性に極
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,Tiを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、安定して磁束密度の高
い一方向性珪素鋼板を製造することに成功した。

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て0.0003％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。

次にTiの効果について説明する。

C:0.048％、Si:3.3％、Mn:0.14％、S:0.009％、P:0.030
％、Cr:0.12％、酸可溶性Al:0.028％、を基本成分とし
Ｎを10〜130ppmの範囲で変化させかつTiを12〜160ppmの
範囲で添加した50kgインゴットを1150℃で熱延し2.0mm
厚の熱延板を造った。この熱延板を1120℃×2.5分＋900
℃×２分の焼鈍をした後酸洗し0.20mmまで冷延した。そ
の後830℃〜850℃の温度で90秒の脱炭焼鈍を湿水素、窒
素ガス中で行なった。この後NgOとTiO₂とMnNを混合した
焼鈍分離剤を塗布し1200℃×20hrの仕上げ焼鈍を行なっ
た。

第１図はＮとTiの含有量と磁束密度の関係を示したもの
である。B₈:1.90T以上の高磁束密度の得られた範囲はT
i:20〜150ppm、N:10〜120ppmの範囲でかつTi/N（at％
比）:0.06〜0.6で得られた。この様な理由からTi,N,Ti/
Nを限定した。

次にAlはＮと結合してAlNとなるが、本発明は後工程で
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
のために必要な適正なAlの範囲は0.012〜0.050％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。
第２図にこれを示す。

耳割れを防止するという観点からはMn/S≧４で十分であ
るがMnの上限は0.45％が好ましい。

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２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℃以下が好ましい。

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。

なお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、雰囲気ガスの露点は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３図は、脱炭焼鈍の鋼板
（ａ）と、MnNを添加した焼鈍分離剤を脱炭焼鈍の鋼板
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〕

実施例１ C:0.048％、Si:3.3％、Mn:0.15％、P:0.030％、S:0.007
％、Cr:0.10％、Al:0.028％、N:0.0080％を基本成分と
し、Tiを（ａ）10ppm、（ｂ）25ppm、（ｃ）50ppm、
（ｄ）80ppmの４水準のインゴットを造った。これを120
0℃で加熱熱延し、2.0mmの熱延板とした。これを1100℃
×２分の焼鈍をし、１回の冷延で0.20mmとし、830℃×9
0秒の脱炭焼鈍を露点60℃の湿水素窒素混合ガス中で行
なった。

次にMgO中にTiO₂３重量％とフェロ窒化マンガン５重量
％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。結
果を次に示す。

実施例２ C:0.050％、Si:3.25％、Mn:0.12％、P:0.0025％、Cr:0.
12％、Al:0.027％、N:0.0075％、Ti:0.0060％を含む珪
素鋼のＳの含有量を（ａ）0.003％、（ｂ）0.008％、
（ｃ）0.018％に変えたスラブを1150℃で加熱し、1.8mm
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0.18mmとし、830℃×90秒の脱炭焼鈍を露点55
℃の湿水素窒素混合ガス中で行い、次いで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
った。

実施例３ C:0.048％、Si:3.4％、Mn:0.13％、P:0.003％、Al:0.03
0％、N:0.0080％、Se:0.0100％、Ti:0.0080％を含んだ
スラブを1200℃で加熱熱延し、2.0mmの熱延板を造っ
た。これを1150℃×２分＋900℃×２分の熱延板焼鈍を
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
％、H₂50％の混合ガスを使用し、1200℃の均熱時はH₂10
0％とした。

磁気特性は次の如くであった。

磁束密度 B₈（Ｔ） 1.94 実施例４ C:0.043％、Si:3.2％、Mn:0.14％、S:0.009％、P:0.030
％、Al:0.027％、N:0.0070％、Ti:0.0010％を含んだス
ラブ（ａ）とTiを0.0090％添加したスラブ（ｂ）を1150
℃で加熱熱延し2.3mmの熱延板を造った。これを酸洗し
１回冷延で0.30mmとし830℃×150秒の脱炭焼鈍をしMgO
にTiO₂とCrN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50％、水素50％の混合ガ
スを使用し、1200℃の均熱時は水素ガスのみに切替え純
化した。磁気特性は次の如くであった。

スラブ B₈（Ｔ） （ａ） 1.85 （ｂ） 1.89 Tiを添加したものが高Ｂが得られた。

実施例５ C:0.050％、Si:3.5％、Mn:0.14％、S:0.007％、P:0.030
％、Al:0.031％、N:0.0075％、Ti:0.0065％を含んだス
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の熱延板は酸洗後1.6mmまで冷延し、1.6mm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、12
00℃、20時間の仕上げ焼鈍を行なった。

この昇温過程の雰囲気ガスにはN₂25％、H₂75％の混合ガ
スを用い、1200℃の均熱時は水素ガスのみに切替え純化
した。磁気特性は次の如くであった。

実施例６ C:0.053％、Si:3.35％、Mn:0.14％、S:0.006％、P:0.03
0％、Al:0.032％、N:0.0073％、Ti:0.0060％を含むスラ
ブを1150℃で加熱後に1.8mmの熱延板とし、1120℃×
２′の焼鈍後に１回の冷間圧延で0.20mmとし、850℃×7
0″だけ湿水素中で脱炭焼鈍し、この脱炭焼鈍板を５％N
H₃を含む窒素中で650℃×３′の加熱後に、焼鈍分離剤
としてMgOを塗布し、10℃/hrの昇温温度で1200℃に加熱
し20時間焼鈍した。この時の磁性は下記表のとおりであ
り、良好な磁性が得られた。

磁束密度 B₈（Ｔ） 1.94 〔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、しかも高磁束密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ＮとTiの含有量と磁束密度との関係を示す図、 第２図はMn/Sと端部割れ深さとの関係を示す図であり、
第３図は脱炭焼鈍後の鋼板（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 (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Si:1.5〜4.8％、Al:0.012〜0.0
   50％、N:0.0010〜0.0120％、Ti:0.0020〜0.0150％、Ｓ
   又はSeの１種又は２種を合計で0.012％以下を含み、Ti/
   N（at％比）:0.06〜0.6の範囲にあり、さらにMn/（Ｓ＋
   Se）：（重量比）≧4.0であり、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、次いで湿水素雰囲気中で脱炭焼
   鈍し、焼鈍分離剤を塗布し、次いで上記鋼板の二次再結
   晶と純化を目的とする最終仕上焼鈍を行う工程におい
   て、該最終仕上焼鈍における二次再結晶開始までの間に
   上記鋼板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。
2. 【請求項２】スラブ加熱温度を1200℃以下の温度で加熱
   した後熱延する事を特徴とする請求項１記載の方法。