JPH09143560A - 高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 最終仕上げ焼鈍に連続焼鈍を採用し、高磁束
密度方向性けい素鋼板を得る。 【解決手段】 AlN をインヒビターとする方向性けい素
鋼板の製造にあたり、(1)Al およびＮの含有量を、それ
ぞれ、sol.Al : 0.010〜0.040 ％およびＮ：0.0050 〜
0.0200％とし、(2) 冷間圧延板両表面を研削し最終目標
板厚に仕上げ、(3) 最終仕上げ焼鈍を、1000〜1150℃の
温度範囲で10分間以内の連続焼鈍で行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、大型トランス用鉄心
などに用いられているAlを含有する磁束密度の極めて高
い一方向性けい素鋼板の製造方法に関するもので、特に
最終仕上げ焼鈍に連続焼鈍を用いる製造方法を提案する
ものである。

【０００２】一般に、含Al一方向性けい素鋼板は、Ｃ≦
0.08wt％、Si≦4.0 wt％およびAl≦0.1 wt％を主成分と
し、そのほかMn, Ｓ，Se, SbおよびSnなどの成分を含有
する鋼を最終板厚まで冷間圧延したのち、脱炭焼鈍を兼
ねた１次再結晶焼鈍を連続焼鈍で行い、２次再結晶焼鈍
はコイルの形でバッチ式焼鈍で行っている。

【０００３】この二次再結晶焼鈍は、最高加熱温度1200
℃程度の高温で長時間行われるため、その焼鈍中にコイ
ル下部が変形する恐れがあるのでタイトに巻かれたコイ
ルで焼鈍される。したがって、コイルに巻かれた鋼板全
長にわたって一様な雰囲気ガスと接触させることが困難
になること、長時間を要することなどの問題を抱えてい
る。

【０００４】

【従来の技術】このようなバッチ式焼鈍に対し、これま
でに、たとえば特開昭55−18511 号公報（一方向性電磁
鋼板の製造方法）に提案開示されているように、950 〜
1200℃の温度範囲で２〜５分間の範囲保持する２次再結
晶のための連続焼鈍を行う方法も試みられている。しか
しながら、このような連続焼鈍では、高磁束密度は得ら
れないとするのがこれまでの知見であった。

【０００５】一方、脱炭焼鈍前に、鋼板表面を研削する
技術が特開昭50−71526 号公報（方向性珪素鋼板の絶縁
被膜形成方法）に提案開示されているが、この技術思想
は、脱炭焼鈍前の冷延板の表面清浄化、もしくは脱炭焼
鈍時のサブスケール形成を制御することが中心課題であ
り、表面研削により集合組織を改善するものではなかっ
た。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、最終仕上
げ焼鈍に連続焼鈍を用いると磁束密度の低い製品しか得
られないとされている従来の知見を覆し、連続焼鈍を用
いても、方位分散の小さい良好な２次再結晶のみを核発
生および成長させて磁気特性を向上できる高磁束密度方
向性けい素鋼板の製造方法を提案することを目的とす
る。

【０００７】

【課題を解決するための手段】発明者らは、通常の工程
で得られた脱炭焼鈍板の板厚方向での２次粒の核発生挙
動およびそれぞれの２次粒方位を詳細に調査した。その
結果つぎに示すような新しい知見を得た。

【０００８】脱炭焼鈍板そのままと、板厚１／５および
中心層まで研削した各試料について、1025℃・30分間の
焼鈍で２次再結晶させたところ、図１に示すように板厚
最表層および板厚１／５層は２次再結晶が顕著に進行し
ていた。ここに、図１は板厚方向各層の２次再結晶率を
示すグラフである。

【０００９】さらに、このときの板厚方向各層の２次粒
の方位を調査したところ、図２に示すように、板厚１／
５層の２次粒の方位分散がもっとも小さく、最表層では
板厚１／５層よりその方位分散が大きくなっている。こ
こに、図２は板厚方向各層における２次粒のゴスＮＤ軸
まわりのずれ角を示すグラフである。

【００１０】また、図１より明らかなように板厚１／５
層よりも内部では極端に２次粒の発生数が減少してい
た。したがって、このような通常工程の脱炭焼鈍板組織
から２次再結晶を起させると通常のAl系インヒビターを
用いている場合、仕上げ焼鈍中にAlが酸化被膜界面にAl
の酸化物として濃化するため２次再結晶は表層から優先
的に起こることが予想される。この場合上記したように
通常工程材を単純に高温短時間焼鈍するだけでは、板厚
１／５層のように最適な核発生深さからだけでなく、最
表層付近から方位分散の大きい２次粒が発生することに
なる。

【００１１】一方、コイル焼鈍において、特に急速加熱
した場合、コイルの外巻、中巻および内巻といった位置
（長手方向の位置）によって板厚方向の２次粒の核発生
位置が変化し、これが製品での磁気特性に影響し、磁気
特性不良が生じる場合がある。したがって、板厚方向非
最適位置からの核発生による磁気特性不良を抜本的に回
避する方法が重要になる。

【００１２】そこで、さらに脱炭焼鈍板の最表層の組織
を変える手段として、最終冷間圧延を終えた冷延板の表
層部除去について種々検討を行った。その結果として、
図３に冷延板表面研削代（片側）と製品での磁束密度と
の関係のグラフを示す。図３から明らかなように、表層
から板厚方向に片面で0.5 〜20μm の範囲の研削除去を
行うと、製品での磁束密度が安定して良好であることが
分る。これは、表層部を研削除去することにより方位集
積度の低いゴス粒が成長しないためと考えられる。ここ
で片面20μm 超えの研削除去では、磁束密度は改善され
ていないが、これは、前掲図１から見られるように板厚
１／５層より中心層に行くにしたがって２次再結晶粒の
核が極端に少なくなることから、２次再結晶が不完全に
なったためと考えられる。

【００１３】以上の調査結果より、２次粒方位を改善で
きる手段が明らかとなったが、上記調査では焼鈍条件と
して、1025℃の温度で30分間という、連続焼鈍を採用す
るためには長時間の２次再結晶時間を要した。

【００１４】したがって、連続焼鈍を採用するためには
設備上の観点から焼鈍時間は10分間以内とすることが望
ましい。このことから、鋼板の２次再結晶開始温度 (Ｔ
_SR）が1000℃以上であると、いかに２次粒方位の集積度
を上げることができたとしても、焼鈍時間が長くなり連
続焼鈍には不適となる。

【００１５】そこで、２次再結晶開始温度を下げるため
の検討を行い、両表面を研削（片面10μm)した研削後板
厚：0.23mmの冷延板で、AlおよびＮ含有量の２次再結晶
開始温度に及ぼす影響について調査した。その調査結果
を図４に示す。図４はAlおよびＮの含有量と２次再結晶
開始温度 (Ｔ_SR）との関係を示すグラフである。

【００１６】図４より明らかなように、sol.Al：50〜40
0wtppmおよびＮ：50〜200wtppmの範囲でＴ_SRが800 〜90
0 ℃の範囲となる。そこでこれらの成分範囲の試料につ
いて1100℃・５分間の焼鈍で２次再結晶させたところ、
すべての試料とも２次再結晶は完了していた。なお、so
l.Al：50wtppm 未満およびＮ：200wtppm超えの場合は、
２次再結晶開始温度が低下しすぎて方位の悪い２次粒が
生成し、磁気特性は劣化した。

【００１７】以上の知見に基づき、この発明は、冷延板
の表面研削による２次粒方位集積度を上げる手段と、Al
およびＮの含有量規制による２次再結晶開始温度を下げ
る手段とにより、これまで不可能とされていた最終仕上
げ焼鈍に連続焼鈍を用いての高磁束密度方向性けい素鋼
板の製造を達成するものである。すなわち、この発明の
要旨とすることろは以下のとおりである。

【００１８】AlおよびＮをインヒビター成分として含
有するけい素鋼スラブを、熱間圧延したのち、１回また
は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで脱
炭焼鈍後、最終仕上げ焼鈍を施して方向性けい素鋼板を
製造するにあたり、(1)Al およびＮの含有量を、それぞ
れ sol.Al : 0.005 wt％以上、0.040 wt％以下および
Ｎ： 0.0050 wt％以上、0.0200wt％以下とすること、
(2) 冷間圧延後に鋼板両表面を研削し最終目標板厚に仕
上げること、(3) 最終仕上げ焼鈍を、1000℃以上、1150
℃以下の温度範囲で10分間以内の連続焼鈍で行うこと、
とからなる高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法（第
１発明）。

【００１９】Alをインヒビター成分として含有するけ
い素鋼スラブを、熱間圧延したのち、１回または中間焼
鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで脱炭焼鈍
後、最終仕上げ焼鈍を施して方向性けい素鋼板を製造す
るにあたり、(1) sol.Al 含有量を、0.005 wt％以上、
0.040 wt％以下とすること、(2) 冷間圧延後に鋼板両表
面を研削し最終目標板厚に仕上げること、(3) 脱炭焼鈍
前あるいは脱炭焼鈍後最終仕上げ焼鈍前にて窒化処理を
施し、鋼中Ｎ含有量を0.0050wt％以上、0.0200wt％以下
の範囲に調整すること、(4) 最終仕上げ焼鈍を、1000℃
以上、1150℃以下の温度範囲で10分間以内の連続焼鈍で
行うこと、とからなる高磁束密度方向性けい素鋼板の製
造方法（第２発明）。

【００２０】鋼板両表面の研削代が、片側板厚方向に
0.5 〜20μm の範囲である第１発明または第２発明に記
載の高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法（第３発
明）。

【００２１】

【発明の実施の形態】まず、この発明のけい素鋼素材の
成分組成範囲の限定理由および好適成分組成範囲につい
て述べる。

【００２２】Ｃ：0.02〜0.15wt％ Ｃは、熱間圧延のときα−γ変態を利用して結晶組織の
改善を行なうために必要な成分であるが、含有量が0.02
wt％以下だとその添加効果に乏しく、一方、0.15wt％を
超えて多量に添加させると、その後の脱炭が難しくなる
ので、0.02〜0.15wt％の範囲が好ましい。

【００２３】Si：2.0 〜4.5 wt％ Siは、鋼板の電気抵抗を高めることにより、鉄損特性を
向上する有用な成分であるが、含有量が2.0 wt％以下の
添加だと鋼板の電気抵抗が小さくなって渦電流損が増大
するために良好な鉄損特性が得られず、一方4.5 wt％を
超えると冷間圧延が困難となるので、2.5 〜4.5 wt％の
範囲とするのが好ましい。

【００２４】このＣ、Siの他、方向性けい素鋼板用素材
には、１次および２次再結晶組織の中からゴス方位以外
の粒成長を抑制することにより、ゴス粒のみを選択的に
成長させるという二次再結晶に不可欠の機能を有するイ
ンヒビターの形成成分を含有させることが必須である。
このインヒビターには、AlN, MnSe, MnS等のように粒内
に析出して機能するものと、SbやSnなどのように粒界に
偏析して機能するものの２つのタイプが知られている。
この発明では、上記のインヒビターのうち、AlN を用い
ることを必須とする。

【００２５】sol.Al：0.005 〜0.04wt％ sol.Alは、含有量が0.005 wt％未満では磁束密度が低
く、一方、0.04wt％を超えると、前記したように２次再
結晶開始温度が上昇し最終仕上げ焼鈍に連続焼鈍を用い
ることができなくなる。したがって、その含有量は0.00
5 wt％以上、0.04wt％以下とする。

【００２６】Ｎ：0.0050〜0.0200wt％ Ｎは、含有量が0.0050wt％に満たないと、AlN インヒビ
ターの量が不足して磁束密度が低下し、さらに前記した
ように２次再結晶開始温度が過度に上昇し、上記Alの場
合と同様に最終仕上げ焼鈍に連続焼鈍を用いることがで
きなくなる。一方0.0200wt％を超えると２次再結晶開始
温度が低下しすぎて方位の悪い２次粒が生成し磁束密度
が低下する。したがって，その含有量は0.0050wt％以
上、0.0200wt％以下とする。なお、Ｎは、脱炭焼鈍前あ
るいは脱炭焼鈍後最終仕上げ焼鈍前にて窒化処理を施
し、含有量を上記範囲内に調整することでもよい。

【００２７】また、AlN のほか析出タイプのインヒビタ
ーとしてMnSeやMnS 等のインヒビターを併用してもなん
ら支障はない。

【００２８】Mn：0.03〜0.30wt％ Mnは、含有量が0.03wt％未満ではインヒビター成分とし
て絶対量が不足し、一方0.30wt％を超えるとインヒビタ
ーの粒子径が粗大化して粒成長抑制力が低下するため、
0.03〜0.30wt％の範囲が好適である。

【００２９】Seおよび／またはＳ：0.005 〜0.05wt％ SeおよびＳは、含有量が0.01wt％に満たないとインヒビ
ター成分として絶対量が不足し、一方0.05wt％を超える
と仕上焼鈍での純化が困難となるため、それらの含有量
は、単独又は併用いずれの場合においてもそれぞれ0.00
5 〜0.05wt％の範囲が好適である。

【００３０】さらにこの発明では、上記した粒界偏析タ
イプのインヒビターであるSb, Sn等を併用することもで
きる。特に磁束密度Ｂ₈ 値が1.92T 以上という極めて優
れる磁気特性を有する高級方向性けい素鋼板を製造する
にあたっては、析出物タイプだけでなく、粒界偏析タイ
プのインヒビターも併用して、これらインヒビター効果
を最大限に発揮させることが有利である。ここにSb, Sn
等の粒界偏析タイプのインヒビター成分は、その含有量
が少なすぎると磁気特性の改善効果が小さく、一方多す
ぎると脆化やフォルステライト被膜への悪影響が生じる
ため、含有量は、それぞれ0.01〜0.3 wt％の範囲が好適
である。

【００３１】つぎに、この発明の製造条件について述べ
る。上記の成分組成に調整した溶鋼を連続鋳造または造
塊−分塊法により、所定厚さのスラブとしたのち、イン
ヒビター成分であるAlやSe, Ｓを完全に固溶させるため
1350〜1450℃の温度範囲に加熱する。この加熱後のスラ
ブを、熱間圧延し、ついで、組織を均一化し、かつ２次
再結晶を安定化させるための熱延板焼鈍を必要に応じて
施す。

【００３２】つぎに１回あるいは中間焼鈍を挟む２回以
上の冷間圧延を行い、最終目標板厚に両表面研削除去分
を加えた板厚に圧延する。その後この冷延板両表面を研
削する。研削代は、上記研削除去分であり、片面で0.5
〜20μm の範囲とすることがよい。

【００３３】その後、脱炭焼鈍を施す。このとき必要に
応じて脱炭焼鈍前、脱炭焼鈍工程途中あるいは脱炭焼鈍
後最終仕上げ焼鈍前にて鋼中Ｎ含有量を0.0050〜0.0200
wt％の範囲に調整する窒化処理を行うこともよい。

【００３４】脱炭焼鈍後は、必要に応じて鋼板表面にMg
O を主成分とする焼鈍分離剤すなわちフォルステライト
形成助剤を塗布することができる。

【００３５】その後、最終仕上げ焼鈍として、1000〜11
50℃の温度範囲で10分間以内の連続焼鈍を行い、方向性
けい素鋼板とする。なお、上記連続焼鈍にてもAlおよび
Ｎの含有量をこの発明にしたがって限定すれば、２次再
結晶は十分に行われる。その後りん酸塩系の上塗りコー
ティングを施すことは有利である。

【００３６】

【実施例】

実施例１ Ｃ：0.072 wt％、Si：3.22wt％、Mn：0.063 wt％、Se：
0.019 wt％、sol.Al：0.015 wt％、Ｎ：0.0092wt％、S
b：0.023 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成にな
る方向性けい素鋼板用素材６スラブを、板厚：2.2mm に
熱間圧延し、1050℃の温度の熱延板焼鈍後、１回の冷間
圧延で、6 種類の板厚にそれぞれ圧延したのち、電解研
磨により種々の研削代で鋼板両表面を研削除去した。

【００３７】このときの、冷延板の板厚および両側合計
の研削代を表１にまとめて示す。

【００３８】

【表１】

【００３９】その後、研削を終えた鋼板を820 ℃・２分
間の脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布してから、1120℃・３分間の連続最終仕上げ
焼鈍を施した。

【００４０】かくして得られた方向性けい素鋼板につい
て磁束密度を調査した。それらの調査結果を表２にまと
めて示す。

【００４１】

【表２】

【００４２】表２から明らかなように、この発明に適合
する条件で製造した試料記号Ａ〜Ｅは、最終仕上げ焼鈍
を連続焼鈍で行ったにもかかわらず、良好な磁束密度を
示している。

【００４３】実施例２ Ｃ：0.065 wt％、Si：3.25wt％、Mn：0.060 wt％、Se：
0.018 wt％、sol.Al：0.017 wt％、Ｎ：0.0098wt％およ
びSb：0.045 wt％を含有し残部は実質的にFeの組成にな
る方向性けい素鋼板用素材を板厚：2.6mm に熱間圧延
し、1050℃の温度の熱延板焼鈍後、コイルを２分割し
た。その一方（試料記号Ｇ）はこの発明に従い、１回の
冷間圧延で板厚：0.24mmに圧延したのち、機械研削によ
り最終目標板厚：0.23mmに調整し、その後、窒化量：15
wtppm のアンモニア窒化処理を施した。また、他方（試
料記号Ｈ）は、１回の冷間圧延で最終目標板厚：0.23mm
に圧延した。

【００４４】その後、上記２種類の鋼板を、820 ℃・２
分間の脱炭焼鈍を施したのち、MgOを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布してから、1150℃・３分間の連続最終仕上
げ焼鈍を施した。かくして得られた方向性けい素鋼板に
ついて磁束密度を調査した。

【００４５】主な製造条件および調査結果を表３にまと
めて示す。

【００４６】

【表３】

【００４７】表３から明らかなように、この発明に適合
する試料記号Ｇは、最終仕上げ焼鈍に連続焼鈍を用いた
にもかかわらず良好な磁束密度が得れるている。

【００４８】

【発明の効果】この発明は、AlN をインヒビターとする
方向性けい素鋼板を製造するにあたり、最終仕上げ焼鈍
に連続焼鈍を用いても高磁束密度が得られるように、Al
およびＮの含有量を限定し、冷延板にて表面研削を行う
ものであり、この発明によれば、極めて簡素化された製
造工程より磁気特性に優れる方向性けい素鋼板が製造で
き、かつ、その製造コストも優れるものとなる。

【図面の簡単な説明】

【図１】板厚方向各層の２次再結晶率を示すグラフであ
る。

【図２】板厚方向各層における２次粒のゴスＮＤ軸まわ
りのずれ角を示すグラフである。

【図３】冷延板表面研削代（片側）と製品での磁束密度
との関係のグラフである。

【図４】AlおよびＮの含有量と２次再結晶開始温度との
関係を示すグラフである。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 AlおよびＮをインヒビター成分として含
   有するけい素鋼スラブを、熱間圧延したのち、１回また
   は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで脱
   炭焼鈍後、最終仕上げ焼鈍を施して方向性けい素鋼板を
   製造するにあたり、 (1)Al およびＮの含有量を、それぞれ sol.Al : 0.005
   wt％以上、0.040 wt％以下およびＮ： 0.0050 wt％以
   上、0.0200wt％以下とすること、 (2) 冷間圧延後に鋼板両表面を研削し最終目標板厚に仕
   上げること、 (3) 最終仕上げ焼鈍を、1000℃以上、1150℃以下の温度
   範囲で10分間以内の連続焼鈍で行うこと、 とからなる高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 Alをインヒビター成分として含有するけ
   い素鋼スラブを、熱間圧延したのち、１回または中間焼
   鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで脱炭焼鈍
   後、最終仕上げ焼鈍を施して方向性けい素鋼板を製造す
   るにあたり、 (1) sol.Al 含有量を、0.005 wt％以上、0.040 wt％以
   下とすること、 (2) 冷間圧延後に鋼板両表面を研削し最終目標板厚に仕
   上げること、 (3) 脱炭焼鈍前あるいは脱炭焼鈍後最終仕上げ焼鈍前に
   て窒化処理を施し、鋼中Ｎ含有量を0.0050wt％以上、0.
   0200wt％以下の範囲に調整すること、 (4) 最終仕上げ焼鈍を、1000℃以上、1150℃以下の温度
   範囲で10分間以内の連続焼鈍で行うこと、 とからなる高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 鋼板両表面の研削代が、片側板厚方向に
   0.5 〜20μm の範囲である請求項１または２に記載の高
   磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法。