JPH10230346A - 直接鋳造法により製造されたシリコン鋼板用仕上げ処理方法 - Google Patents
直接鋳造法により製造されたシリコン鋼板用仕上げ処理方法Info
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- JPH10230346A JPH10230346A JP9362573A JP36257397A JPH10230346A JP H10230346 A JPH10230346 A JP H10230346A JP 9362573 A JP9362573 A JP 9362573A JP 36257397 A JP36257397 A JP 36257397A JP H10230346 A JPH10230346 A JP H10230346A
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/1233—Cold rolling
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- C21D8/1211—Rapid solidification; Thin strip casting
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- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
Abstract
(57)【要約】
【課題】直接鋳造法により製造し、かつ高密度（２０
０）組織を有するシリコン鋼板に適当な仕上げ処理を施
して、表面欠陥および厚さのバラツキを減少し、内部ス
トレスを低減し、かつ優れた磁気特性を有する軟磁石鋼
板の製造方法を提供する。 【解決手段】 溶融プールを直接冷却ロールに接触させ
る直接鋳造法により製造されたＦｅ−Ｓｉシリコン鋼板
の仕上げ処理方法であって、製造されたＦｅ−Ｓｉシリ
コン鋼板を酸洗いし、そして冷間圧延する工程；そして
冷間圧延されたシリコン鋼板を０．５Ｔｍ（Ｔｍ：鋼板
の溶融温度）の温度で熱処理する工程からなる上記仕上
げ処理方法。
０）組織を有するシリコン鋼板に適当な仕上げ処理を施
して、表面欠陥および厚さのバラツキを減少し、内部ス
トレスを低減し、かつ優れた磁気特性を有する軟磁石鋼
板の製造方法を提供する。 【解決手段】 溶融プールを直接冷却ロールに接触させ
る直接鋳造法により製造されたＦｅ−Ｓｉシリコン鋼板
の仕上げ処理方法であって、製造されたＦｅ−Ｓｉシリ
コン鋼板を酸洗いし、そして冷間圧延する工程；そして
冷間圧延されたシリコン鋼板を０．５Ｔｍ（Ｔｍ：鋼板
の溶融温度）の温度で熱処理する工程からなる上記仕上
げ処理方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は変圧器、モーター等の鉄
芯として使用される軟磁石鋼板の製造方法に関する。さ
らに詳しくは、本発明は鉄損が低くかつ磁束密度が高
く、直接鋳造法により製造され、ついで圧延、熱処理を
実施して得られるシリコン鋼板の製造方法に関する。
芯として使用される軟磁石鋼板の製造方法に関する。さ
らに詳しくは、本発明は鉄損が低くかつ磁束密度が高
く、直接鋳造法により製造され、ついで圧延、熱処理を
実施して得られるシリコン鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、無配向シリコン鋼板は次の方法
により製造される。すなわち、インゴットを熱間圧延お
よび冷間圧延にかけ、ついで焼鈍してストレスを軽減す
る。このようにして製造されたシリコン鋼板には、軟磁
石鋼板特性（鉄損）が優れていることが要求される。そ
れゆえ、従来の方法は、全て鉄損を最小化することに集
中している。シリコン鋼板の鉄損を減少する方法は、次
のように知られている。すなわち、磁区の動きを容易に
する方法、固有抵抗を増加する方法、および有利な組織
を形成しかつ不利な組織を減少する方法がある。特に純
度の改良により磁区の動きを容易とするために、酸素、
炭素、窒素およびチタニウムのような不純物が除去され
る。これに関連して、シリコン鋼板の延性を悪化させな
いよに注意が払われるべきである。さらに、同じ組成を
有する材料においてさえ、磁気特性は主要な粒子配向に
より変化する。それゆえ、組織（texture)に頼ることに
より磁気特性を改良することに努力すべきである。例え
ば、錫およびアンチモニを添加するならば、磁気特性に
寄与する面（２００）は増加する。しかしながら、イン
ゴットの使用によりシリコン鋼板を製造する通常の方法
では、材料の純化、合金用元素の添加、および組織の改
良に限界がある。一方、最近、従来の方法とは全く異な
る直接鋳造法が進歩してきた。この直接鋳造法により製
造されたシリコン鋼板においては、高密度（２００）組
織が２００μｍ超えの厚さでさえも観察され、かつ優れ
た磁気特性を示す。
により製造される。すなわち、インゴットを熱間圧延お
よび冷間圧延にかけ、ついで焼鈍してストレスを軽減す
る。このようにして製造されたシリコン鋼板には、軟磁
石鋼板特性（鉄損）が優れていることが要求される。そ
れゆえ、従来の方法は、全て鉄損を最小化することに集
中している。シリコン鋼板の鉄損を減少する方法は、次
のように知られている。すなわち、磁区の動きを容易に
する方法、固有抵抗を増加する方法、および有利な組織
を形成しかつ不利な組織を減少する方法がある。特に純
度の改良により磁区の動きを容易とするために、酸素、
炭素、窒素およびチタニウムのような不純物が除去され
る。これに関連して、シリコン鋼板の延性を悪化させな
いよに注意が払われるべきである。さらに、同じ組成を
有する材料においてさえ、磁気特性は主要な粒子配向に
より変化する。それゆえ、組織（texture)に頼ることに
より磁気特性を改良することに努力すべきである。例え
ば、錫およびアンチモニを添加するならば、磁気特性に
寄与する面（２００）は増加する。しかしながら、イン
ゴットの使用によりシリコン鋼板を製造する通常の方法
では、材料の純化、合金用元素の添加、および組織の改
良に限界がある。一方、最近、従来の方法とは全く異な
る直接鋳造法が進歩してきた。この直接鋳造法により製
造されたシリコン鋼板においては、高密度（２００）組
織が２００μｍ超えの厚さでさえも観察され、かつ優れ
た磁気特性を示す。
【０００３】本発明者らは、韓国特許願第９５−４８４
７２号（１９９５年１２月１１日付）において、単一の
圧延工程を適用することにより高（２００）面密度シリ
コン鋼板を製造する方法を提案した。しかしながら、直
接鋳造法により製造したシリコン鋼板は、鋼板は直接溶
融プール（molten pool)で鋳造されるため、良好な平面
を示さない。さらに、その厚さは不規則であり、それゆ
え、大きなスタッキング（stacking)は困難である。こ
のため実用化することはできない。直接鋳造法によるＦ
ｅ−２．５％Ｓｉの場合、シートの表面粗さは図１に示
すように約５μｍであり、そのままで使用することはで
きない。さらに、Ｓｉ含有量が高い場合には直接鋳造法
で製造したシリコン鋼板は脆く、磁気特性は優れている
にも拘わらず実用性がない。
７２号（１９９５年１２月１１日付）において、単一の
圧延工程を適用することにより高（２００）面密度シリ
コン鋼板を製造する方法を提案した。しかしながら、直
接鋳造法により製造したシリコン鋼板は、鋼板は直接溶
融プール（molten pool)で鋳造されるため、良好な平面
を示さない。さらに、その厚さは不規則であり、それゆ
え、大きなスタッキング（stacking)は困難である。こ
のため実用化することはできない。直接鋳造法によるＦ
ｅ−２．５％Ｓｉの場合、シートの表面粗さは図１に示
すように約５μｍであり、そのままで使用することはで
きない。さらに、Ｓｉ含有量が高い場合には直接鋳造法
で製造したシリコン鋼板は脆く、磁気特性は優れている
にも拘わらず実用性がない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は従来の技術が
有する上記不利益を克服することを意図している。それ
ゆえ本発明の目的は、軟磁石鋼板の製造方法を提供する
ことにあり、直接鋳造法により製造し、かつ高密度（２
００）組織を有するシリコン鋼板に適当な仕上げ処理を
施して、表面欠陥および厚さのバラツキを減少し、内部
ストレスを低減し、かつ優れた磁気特性を有するように
することにある。
有する上記不利益を克服することを意図している。それ
ゆえ本発明の目的は、軟磁石鋼板の製造方法を提供する
ことにあり、直接鋳造法により製造し、かつ高密度（２
００）組織を有するシリコン鋼板に適当な仕上げ処理を
施して、表面欠陥および厚さのバラツキを減少し、内部
ストレスを低減し、かつ優れた磁気特性を有するように
することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、溶融プールを直接冷却ロールに接触させる直接鋳造
法により製造されたＦｅ−Ｓｉシリコン鋼板の仕上げ処
理方法において、本発明は、製造されたＦｅ−Ｓｉシリ
コン鋼板を酸洗いし、そして冷間圧延する工程；そして
冷間圧延されたシリコン鋼板を０．５Ｔｍ（Ｔｍ：鋼板
の溶融温度）の温度で熱処理する工程からなる上記仕上
げ処理方法を提供する。
に、溶融プールを直接冷却ロールに接触させる直接鋳造
法により製造されたＦｅ−Ｓｉシリコン鋼板の仕上げ処
理方法において、本発明は、製造されたＦｅ−Ｓｉシリ
コン鋼板を酸洗いし、そして冷間圧延する工程；そして
冷間圧延されたシリコン鋼板を０．５Ｔｍ（Ｔｍ：鋼板
の溶融温度）の温度で熱処理する工程からなる上記仕上
げ処理方法を提供する。
【０００６】
【発明の実施の形態】本発明の上記目的および他の利益
は、添付図面を参照した本発明の好ましい具体例の詳細
な記載により、より一層明らかになるであろう。本発明
の仕上げ処理を適用することのできる軟磁石鋼板はどの
ようなＦｅ−Ｓｉ軟磁石材料であってもよい。好ましく
は、Ｆｅ−１．５−４％Ｓｉ鋼板である。本発明で得ら
れる鋼板は、高密度（２００）組織を維持する、厚さ２
００μｍ以上、好ましくは３００−５００μｍのシリコ
ン鋼板である。シリコン鋼板は、シングルロールあるい
はツインロール鋳造法によって得られたものであるか否
かは問題でない。
は、添付図面を参照した本発明の好ましい具体例の詳細
な記載により、より一層明らかになるであろう。本発明
の仕上げ処理を適用することのできる軟磁石鋼板はどの
ようなＦｅ−Ｓｉ軟磁石材料であってもよい。好ましく
は、Ｆｅ−１．５−４％Ｓｉ鋼板である。本発明で得ら
れる鋼板は、高密度（２００）組織を維持する、厚さ２
００μｍ以上、好ましくは３００−５００μｍのシリコ
ン鋼板である。シリコン鋼板は、シングルロールあるい
はツインロール鋳造法によって得られたものであるか否
かは問題でない。
【０００７】本発明において、シリコン鋼板の磁気特性
および組織を改良する目的で、ＦｅおよびＳｉの主要成
分中にＡｌ、ＭｎおよびＳｎから選ばれた一種または２
種の元素が添加される。Ａｌは好ましくは１．２％以
下、Ｍｎは１．２％以下、そしてＳｎは０．３％以下添
加されるのが好ましい。ＡｌおよびＭｎの含有量を１．
２％以下に限定する理由は、これを超えて添加すると、
シートの延性が悪化し、このために冷間圧延性が悪化す
るからである。さらにＳｎを０．３％超えの量で添加す
ると、粒界で偏析し、これにより磁気特性が悪化する。
上記組成を有しかつ直接鋳造法により製造されたシート
を仕上げ処理する。すなわち、第１に酸洗いを実施して
表面の酸化物を除去する。ついで冷間圧延を実施して表
面粗さを改善する。このようにして実際に使用できるシ
ートが製造される。この条件下において、還元率は好ま
しくは８０％以下である。還元率が高すぎるとクラック
が形成され易いからである。鋳造シートが還元率１５％
以下で冷間圧延されると、表面粗さを１μｍ未満に制御
することができる。通常の理解とは異なり、元の（２０
０）組織は冷間圧延後においてさえもそのままで維持さ
れるという事実は驚くべきことである。
および組織を改良する目的で、ＦｅおよびＳｉの主要成
分中にＡｌ、ＭｎおよびＳｎから選ばれた一種または２
種の元素が添加される。Ａｌは好ましくは１．２％以
下、Ｍｎは１．２％以下、そしてＳｎは０．３％以下添
加されるのが好ましい。ＡｌおよびＭｎの含有量を１．
２％以下に限定する理由は、これを超えて添加すると、
シートの延性が悪化し、このために冷間圧延性が悪化す
るからである。さらにＳｎを０．３％超えの量で添加す
ると、粒界で偏析し、これにより磁気特性が悪化する。
上記組成を有しかつ直接鋳造法により製造されたシート
を仕上げ処理する。すなわち、第１に酸洗いを実施して
表面の酸化物を除去する。ついで冷間圧延を実施して表
面粗さを改善する。このようにして実際に使用できるシ
ートが製造される。この条件下において、還元率は好ま
しくは８０％以下である。還元率が高すぎるとクラック
が形成され易いからである。鋳造シートが還元率１５％
以下で冷間圧延されると、表面粗さを１μｍ未満に制御
することができる。通常の理解とは異なり、元の（２０
０）組織は冷間圧延後においてさえもそのままで維持さ
れるという事実は驚くべきことである。
【０００８】図３は直接鋳造シートおよび圧延シートの
（２００）組織の濃度を示している。図３に示すよう
に、本発明のシートは高密度（２００）組織を直接鋳造
法（還元率０％）の直後に保持している。面強度（Ｐ
200）は約１０の値を示し、そして圧延後においてさえ
Ｐ200は約１０であり、高密度（２００）組織を示して
いる。このことは、シートの表面に平行な面（２００）
は圧延中いかなる変化も受けていないという事実を示し
ている。一方、圧延シートは面（２００）を高濃度に有
しているけれども、もし磁気特性が改善されるべきなら
ば、熱処理を実施して内部ストレスを軽減すべきであ
る。もし再結晶化が起こるようならば、熱処理温度は
０．５Ｔｍよりも高くすべきである（Ｔｍ：°ｋにおけ
るシートの溶融点）。より好ましくは、熱処理温度は６
００℃以上である。しかしなから、温度１２５０℃を超
えると、経済的に好ましくない。
（２００）組織の濃度を示している。図３に示すよう
に、本発明のシートは高密度（２００）組織を直接鋳造
法（還元率０％）の直後に保持している。面強度（Ｐ
200）は約１０の値を示し、そして圧延後においてさえ
Ｐ200は約１０であり、高密度（２００）組織を示して
いる。このことは、シートの表面に平行な面（２００）
は圧延中いかなる変化も受けていないという事実を示し
ている。一方、圧延シートは面（２００）を高濃度に有
しているけれども、もし磁気特性が改善されるべきなら
ば、熱処理を実施して内部ストレスを軽減すべきであ
る。もし再結晶化が起こるようならば、熱処理温度は
０．５Ｔｍよりも高くすべきである（Ｔｍ：°ｋにおけ
るシートの溶融点）。より好ましくは、熱処理温度は６
００℃以上である。しかしなから、温度１２５０℃を超
えると、経済的に好ましくない。
【０００９】本発明における熱処理の重要な特徴は次の
通りである。すなわち、熱処理を６００−９００℃の温
度で実施すると、磁気特性に有利な面（２００）の組織
は大いに発達する。しかしながら、温度が１０００℃よ
り高いと、（２００）面の組織は劇的に減少し、そして
代わりに、磁気特性に不利な面（２２２）の組織が発達
する。しかしながら、磁気特性は６００−９００℃の場
合に比して９００℃超えの場合により優れたものとな
る。このことは面（２００）の組織は高温度処理により
悪化するけれども、粒径は増加するという事実により理
解される。それゆえ、本発明の仕上げ処理を冷間圧延
後、６００−９００℃の温度で熱処理を実施することに
よって適用すると、高濃度面（２００）を形成できると
いう利点がある。最も好ましくは、熱処理は１０５０−
１２５０℃の温度で実施される。さらに、本発明におい
て、３分間のみの熱処理実施でさえ、磁気特性は良い方
向に影響される。以下本発明を実施例に基づいて説明す
る。
通りである。すなわち、熱処理を６００−９００℃の温
度で実施すると、磁気特性に有利な面（２００）の組織
は大いに発達する。しかしながら、温度が１０００℃よ
り高いと、（２００）面の組織は劇的に減少し、そして
代わりに、磁気特性に不利な面（２２２）の組織が発達
する。しかしながら、磁気特性は６００−９００℃の場
合に比して９００℃超えの場合により優れたものとな
る。このことは面（２００）の組織は高温度処理により
悪化するけれども、粒径は増加するという事実により理
解される。それゆえ、本発明の仕上げ処理を冷間圧延
後、６００−９００℃の温度で熱処理を実施することに
よって適用すると、高濃度面（２００）を形成できると
いう利点がある。最も好ましくは、熱処理は１０５０−
１２５０℃の温度で実施される。さらに、本発明におい
て、３分間のみの熱処理実施でさえ、磁気特性は良い方
向に影響される。以下本発明を実施例に基づいて説明す
る。
【００１０】実施例１ 表１は、Ｆｅ−２．５％Ｓｉ鋼板を直接鋳造法で製造
し、かつ１０５０℃の温度で熱処理した場合における還
元率に対する磁気特性の変化を示している。磁気特性は
還元率に拘わらず優れている。磁気特性は還元率によっ
て影響されないという理由は、図３に示すように組織は
還元率に従って大きくは影響されないということによ
る。
し、かつ１０５０℃の温度で熱処理した場合における還
元率に対する磁気特性の変化を示している。磁気特性は
還元率に拘わらず優れている。磁気特性は還元率によっ
て影響されないという理由は、図３に示すように組織は
還元率に従って大きくは影響されないということによ
る。
【００１１】
【００１２】実施例２ 熱処理温度の影響を見るために、磁気特性を仕上げ処理
をしないシートと仕上げ処理をしたＦｅ−２．５％Ｓｉ
シートの両者について測定した。鉄損の変化を図４に、
一方磁束密度を図５に示す。図４に示すように、６００
−９００℃の温度で熱処理を実施した場合には、鉄損は
３．３Ｗ／ｋｇであり、この値は類似した化学組成（通
常材料）を有する無配向性電磁鋼板の鉄損よりも優れて
いる。さらに、熱処理を９００−１２５０℃の温度で実
施すると、鉄損は２．５Ｗ／ｋｇ未満に減少し、優れた
磁気特性を示している。さらに、図５に示すように、熱
処理を６００℃超えの温度で実施すると、磁束密度は１
７．０±０．４ＫＧであった。これらの磁気特性は、通
常の電磁鋼板に比して優れたレベルにある。特に、市販
の無配向性電磁鋼板（Ｓ１４：Ｆｅ−２．５％Ｓｉ−
０．３％Ａｌ−０．３％Ｍｎ、厚さ３５０μｍ）（通常
材料）は下記の磁気特性を有する。すなわち、Ｗ15/50
＝３．６Ｗ／ｋｇ，Ｂ50＝１６．２ＫＧであった。一
方、最高品質の無配向性電磁鋼板（Ｓ６：Ｆｅ−３．２
％Ｓｉ−０．８％Ａｌ−０．９％Ｍｎ−０．２％Ｓｎ、
厚さ３５０μｍ）は、Ｗ15/30＝２．３Ｗ／ｋｇ、Ｂ50
の磁束密度＝１６．７５ＫＧであった。それゆえ、熱処
理を９００℃超えで実施すると、シリコン２．５％を含
有し、直接鋳造法により製造されたシリコン鋼板の磁気
特性は高品質無配向性シリコン鋼板の磁気特性に等し
い。熱処理温度が１０５０℃であると、鉄損はＷ15/50
＝２．３Ｗ／ＫＧ未満に低下して優れた磁気特性を示
す。一方、直接鋳造法により製造されたＦｅ−２．５％
Ｓｉシートに対して、熱処理を熱処理温度を種々に変え
て実施した。熱処理温度に対する（２００）および（２
２２）組織の変化を図６に示す。図６に示すように、６
００−９００℃の温度で熱処理をシートに施すと、磁気
特性用に好適な（２００）面の組織係数Ｐ200は８以上
であった。一方磁気特性に不適な（２２２）面の組織係
数Ｐ222は１以下であった。しかしながら、熱処理温度
が１０００℃以上であると、（２００）面は突然消失
し、一方（２２２）面は増加する。通常の電磁鋼板（Ｓ
１４）の場合には、Ｐ200は約１．５、一方Ｐ222は約４
であった。高温熱処理による磁気特性の改良は、相対的
な条件（in the relative terms)で粒子が大きなサイズ
に成長するという事実に基づくものと考えられる。さら
に、本発明において、圧延後熱処理を６００−９００℃
の温度で実施すると、高濃度（２００）面が形成され
た。
をしないシートと仕上げ処理をしたＦｅ−２．５％Ｓｉ
シートの両者について測定した。鉄損の変化を図４に、
一方磁束密度を図５に示す。図４に示すように、６００
−９００℃の温度で熱処理を実施した場合には、鉄損は
３．３Ｗ／ｋｇであり、この値は類似した化学組成（通
常材料）を有する無配向性電磁鋼板の鉄損よりも優れて
いる。さらに、熱処理を９００−１２５０℃の温度で実
施すると、鉄損は２．５Ｗ／ｋｇ未満に減少し、優れた
磁気特性を示している。さらに、図５に示すように、熱
処理を６００℃超えの温度で実施すると、磁束密度は１
７．０±０．４ＫＧであった。これらの磁気特性は、通
常の電磁鋼板に比して優れたレベルにある。特に、市販
の無配向性電磁鋼板（Ｓ１４：Ｆｅ−２．５％Ｓｉ−
０．３％Ａｌ−０．３％Ｍｎ、厚さ３５０μｍ）（通常
材料）は下記の磁気特性を有する。すなわち、Ｗ15/50
＝３．６Ｗ／ｋｇ，Ｂ50＝１６．２ＫＧであった。一
方、最高品質の無配向性電磁鋼板（Ｓ６：Ｆｅ−３．２
％Ｓｉ−０．８％Ａｌ−０．９％Ｍｎ−０．２％Ｓｎ、
厚さ３５０μｍ）は、Ｗ15/30＝２．３Ｗ／ｋｇ、Ｂ50
の磁束密度＝１６．７５ＫＧであった。それゆえ、熱処
理を９００℃超えで実施すると、シリコン２．５％を含
有し、直接鋳造法により製造されたシリコン鋼板の磁気
特性は高品質無配向性シリコン鋼板の磁気特性に等し
い。熱処理温度が１０５０℃であると、鉄損はＷ15/50
＝２．３Ｗ／ＫＧ未満に低下して優れた磁気特性を示
す。一方、直接鋳造法により製造されたＦｅ−２．５％
Ｓｉシートに対して、熱処理を熱処理温度を種々に変え
て実施した。熱処理温度に対する（２００）および（２
２２）組織の変化を図６に示す。図６に示すように、６
００−９００℃の温度で熱処理をシートに施すと、磁気
特性用に好適な（２００）面の組織係数Ｐ200は８以上
であった。一方磁気特性に不適な（２２２）面の組織係
数Ｐ222は１以下であった。しかしながら、熱処理温度
が１０００℃以上であると、（２００）面は突然消失
し、一方（２２２）面は増加する。通常の電磁鋼板（Ｓ
１４）の場合には、Ｐ200は約１．５、一方Ｐ222は約４
であった。高温熱処理による磁気特性の改良は、相対的
な条件（in the relative terms)で粒子が大きなサイズ
に成長するという事実に基づくものと考えられる。さら
に、本発明において、圧延後熱処理を６００−９００℃
の温度で実施すると、高濃度（２００）面が形成され
た。
【００１３】実施例３ 表２は、直接鋳造された、１０５０℃で熱処理されたＦ
ｅ−２．５％Ｓｉシートにおける熱処理時間に対する磁
気特性の変化を示す。熱処理を１０分間実施したときで
さえ、鉄損は非常に低い。熱処理時間を延長したときに
は、磁気特性はあまり影響されない。この現象は、還元
率を３０％および５０％に変えたときでも同じであり、
また温度を１０５０℃と１２００℃に変えたときでも同
じであった。最終的には、３分間という熱処理でも磁気
特性の改良に大いに寄与した。
ｅ−２．５％Ｓｉシートにおける熱処理時間に対する磁
気特性の変化を示す。熱処理を１０分間実施したときで
さえ、鉄損は非常に低い。熱処理時間を延長したときに
は、磁気特性はあまり影響されない。この現象は、還元
率を３０％および５０％に変えたときでも同じであり、
また温度を１０５０℃と１２００℃に変えたときでも同
じであった。最終的には、３分間という熱処理でも磁気
特性の改良に大いに寄与した。
【００１４】 表２ 実施例 熱処理 還元率 熱処理 鉄損 磁束密度 時間（分） （％） 温度 （W15/50、W/kg) （B50、kg) 発明材料６ １０ ３０ １０５０ ２．３１ １６．４ 発明材料７ ３０ ３０ １０５０ ２．１４ １６．５ 発明材料８ ６０ ３０ １０５０ ２．２ １６．５５ 発明材料９ １０ ３０ １２００ １．７８ １７．７６ 発明材料１０ ３０ ３０ １２００ １．９１ １７．７４ 発明材料１１ ６０ ３０ １２００ １．８６ １７．６２ 発明材料１２ １０ ５８ １０５０ ２．２６ １６．８ 発明材料１３ ３０ ５８ １０５０ ２．３ １６．８５ 発明材料１４ ６０ ５８ １０５０ ２．１８ １６．６
【００１５】実施例４ 表３は、Ｆｅ−２．５％Ｓｉシートにおける熱処理後の
磁気特性に対する直接鋳造法の変化による影響を示す。
シート製造方法に関して、通常の圧延方法を直接鋳造法
と比較した。直接鋳造法において、単一ロール法とツイ
ンロール法とを互いに比較した。単一ロール法におい
て、鋳造速度を所定の鋳造条件下に最小速度の３倍およ
び５倍の速度に変えた。表３に示すように、直接鋳造シ
ートは全て、１０５０℃、３０分間という熱処理条件下
において優れた磁気特性を示した。このことは、直接鋳
造シートは仕上げ処理後に優れた組織をもつようになる
という事実に起因する。すなわち、仕上げ処理後に相対
的に高（２００）面が形成され、一方低（２２２）（２
１１）面が形成される。他方、無配向電磁鋼板の場合に
は、（２２２）面は高水準で形成される。直接鋳造シー
トを仕上げ処理すると、磁気特性に有利な組織が形成さ
れるという理由は、冷間圧延前の組織が異なっているこ
とによる。すなわち、インゴットを熱間圧延してシート
を作成すると、（２２２）面が強固に形成される。他
方、直接鋳造シートの場合には、（２００）面が強固に
形成される。鋳造中の好ましい面は（２００）面であ
り、それゆえに、強固な（２００）面が材料の表面に形
成されるという理由による。例えば、単一ロール法の場
合には、（２００）面強度Ｐ200は７以上である。ツイ
ンロール法の場合には、その値は表面で２．３と低く、
一方内部での値は５．５と高い（深さ１５０μｍ）。
磁気特性に対する直接鋳造法の変化による影響を示す。
シート製造方法に関して、通常の圧延方法を直接鋳造法
と比較した。直接鋳造法において、単一ロール法とツイ
ンロール法とを互いに比較した。単一ロール法におい
て、鋳造速度を所定の鋳造条件下に最小速度の３倍およ
び５倍の速度に変えた。表３に示すように、直接鋳造シ
ートは全て、１０５０℃、３０分間という熱処理条件下
において優れた磁気特性を示した。このことは、直接鋳
造シートは仕上げ処理後に優れた組織をもつようになる
という事実に起因する。すなわち、仕上げ処理後に相対
的に高（２００）面が形成され、一方低（２２２）（２
１１）面が形成される。他方、無配向電磁鋼板の場合に
は、（２２２）面は高水準で形成される。直接鋳造シー
トを仕上げ処理すると、磁気特性に有利な組織が形成さ
れるという理由は、冷間圧延前の組織が異なっているこ
とによる。すなわち、インゴットを熱間圧延してシート
を作成すると、（２２２）面が強固に形成される。他
方、直接鋳造シートの場合には、（２００）面が強固に
形成される。鋳造中の好ましい面は（２００）面であ
り、それゆえに、強固な（２００）面が材料の表面に形
成されるという理由による。例えば、単一ロール法の場
合には、（２００）面強度Ｐ200は７以上である。ツイ
ンロール法の場合には、その値は表面で２．３と低く、
一方内部での値は５．５と高い（深さ１５０μｍ）。
【００１６】 表３ 実施例 鋳造 厚さ 圧延前 鉄損 磁束 仕上げ後 法 （μｍ） （P200) W15/50 密度 P200 P222 (W/kg) B50(kg) 発明材料１５ Ａ 480 10.9 2.34 17.2 5.1 0.98 発明材料１６ Ａ 266 8.4 1.74 17.5 3.1 0.59 発明材料１７ Ａ 205 7.2 1.9 17.1 1.3 0 発明材料１８ Ｂ 453 2.3(5.5) 2.64 16.7 2.3 0.74 通常材料 Ｃ 350 <2 3.6 16.1 1.2ー1.5 4 注：Ａ：単一ロール法、 Ｂ：ツインロール法、 Ｃ：圧延法（Ｓ１４）
【００１７】実施例５ 磁気特性に対する合金元素の影響を調べるために、Ａ
ｌ、ＭｎおよびＳｎから選択した一種または二種の元素
を添加して実験した。表４は直接鋳造シートの組成変化
に対する磁気特性の変化を示す。通常材料を除いて、表
４の全てのシートは還元率３０％とした。熱処理を１０
５０℃で３０分間実施し、ついで鉄損および磁気特性を
測定した。通常材料Ｆｅ−１．５％Ｓｉはインゴットを
使用して製造した。組成を変化したときに観察された現
象は次の通りである。シリコン含有量が変化しても、あ
るいはＡｌ、ＭｎおよびＳｎを単一種あるいは複数種添
加したときでさえも、同じ仕上げ処理結果が得られた。
ｌ、ＭｎおよびＳｎから選択した一種または二種の元素
を添加して実験した。表４は直接鋳造シートの組成変化
に対する磁気特性の変化を示す。通常材料を除いて、表
４の全てのシートは還元率３０％とした。熱処理を１０
５０℃で３０分間実施し、ついで鉄損および磁気特性を
測定した。通常材料Ｆｅ−１．５％Ｓｉはインゴットを
使用して製造した。組成を変化したときに観察された現
象は次の通りである。シリコン含有量が変化しても、あ
るいはＡｌ、ＭｎおよびＳｎを単一種あるいは複数種添
加したときでさえも、同じ仕上げ処理結果が得られた。
【００１８】 表４ 実施例 組成 熱処理後 処理前 W15/50(W/kg) B50(kg) W15/50(W/kg) 通常材料 Fe-1.5%Si - - 5.5-6 発明材料19 Fe-1.5%Si 3.8 16.4 4.5 発明材料20 Fe-2.5%Si 2.14 16.5 2.9 発明材料21 Fe-3.0%Si 2.18 17.3 2.7 発明材料22 Fe-4.0%Si 1.9 16.9 2.8 発明材料23 Fe-2.5%Si-0.6%Al 2.5 17.4 3.1 発明材料24 Fe-2.5%Si-1.2%Al 2.4 17.2 2.9 発明材料25 Fe-2.5%Si-0.6%Mn 1.87 17.3 3.2 発明材料26 Fe-2.5%Si-1.2%Mn 2.3 16.5 2.85 発明材料27 Fe-3.0%Si-0.6%Al 2.4 16.8 3.4 発明材料28 Fe-3.0%Si-1.0%Al 2.6 16.6 3.2 発明材料29 Fe-3.0%Si-0.6%Mn 2.2 16.9 2.6 発明材料30 Fe-3.0%Si-1.2%Mn 2.3 16.7 3.05 発明材料31 Fe-2.5%Si-0.6%Al 2.1 16.7 2.9 -0.6%Mn 発明材料32 Fe-2.5%Si-0.6%Al 2.3 16.6 2.9 -0.6%Mn-0.3%Sn
【００１９】一方、Ａｌ，ＭｎおよびＳｎを単一種ある
いは複数種加えて熱処理すると、高密度（２００）組織
が得られる。図７は異なる組成を有するシリコン鋼板を
９００℃で３０分間熱処理したものの試験片に対する
（２００）面を示す。直接鋳造法により製造されたシー
トは熱処理後でも高密度の（２００）面を示す。
いは複数種加えて熱処理すると、高密度（２００）組織
が得られる。図７は異なる組成を有するシリコン鋼板を
９００℃で３０分間熱処理したものの試験片に対する
（２００）面を示す。直接鋳造法により製造されたシー
トは熱処理後でも高密度の（２００）面を示す。
【００２０】
【発明の効果】上述したように、本発明によれば、直接
鋳造法により製造されたＦｅ−Ｓｉシートは仕上げ処理
にかけられる。その結果、シリコン鋼板は表面欠陥が減
少し、厚さのバラツキも減少する。それゆえ、直接鋳造
シリコン鋼板は実用上使用しうるものとなり、そして優
れた磁気特性を有し、変圧器、モーター等の鉄芯として
使用できる。
鋳造法により製造されたＦｅ−Ｓｉシートは仕上げ処理
にかけられる。その結果、シリコン鋼板は表面欠陥が減
少し、厚さのバラツキも減少する。それゆえ、直接鋳造
シリコン鋼板は実用上使用しうるものとなり、そして優
れた磁気特性を有し、変圧器、モーター等の鉄芯として
使用できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】一般的な直接鋳造法により製造されたシリコン
鋼板の表面条件を示すグラフである。
鋼板の表面条件を示すグラフである。
【図２】本発明による仕上げ処理方法の構成を示すフロ
ーチャートである。
ーチャートである。
【図３】直接鋳造されたシリコン鋼板の還元率に対する
組織の変化を示すグラフである。
組織の変化を示すグラフである。
【図４】直接鋳造されたシリコン鋼板の熱処理条件に対
する鉄損の変化を示すグラフである。
する鉄損の変化を示すグラフである。
【図５】直接鋳造されたシリコン鋼板の熱処理条件に対
する磁束密度の変化を示すグラフである。
する磁束密度の変化を示すグラフである。
【図６】直接鋳造されたシリコン鋼板の熱処理条件に対
する（２００）（２２２）組織の変化を示すグラフであ
る。
する（２００）（２２２）組織の変化を示すグラフであ
る。
【図７】直接鋳造されたシリコン鋼板の組成に対する
（２００）組織の変化を示すグラフである。
（２００）組織の変化を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 スング、ジン キュング 大韓民国、ソウル、ソングパ−ク、カラク −ドング140、カラク−スサングヨングア パートメント、303−2012 (72)発明者 キム、ムーン チュル 大韓民国、キョングサングブックード、ポ ハングシティ、ナム−ク、ジコク−ドン グ、プロフェッサアパートメント、７− 1203 (72)発明者 ド、ビョウング ム 大韓民国、キョングサングブックード、ポ ハングシティ、ナム−ク、ヒョジャ−ドン グ、サン32 リサーチ インスティチュー ト オブ インダストリアル サイエンス アンド テクノロジー内
Claims (11)
- 【請求項１】 溶融プールを直接冷却ロールに接触させ
る直接鋳造法により製造されたＦｅ−Ｓｉシリコン鋼板
の仕上げ処理方法であって、 製造されたＦｅ−Ｓｉシリコン鋼板を酸洗いし、そして
冷間圧延する工程；そして冷間圧延されたシリコン鋼板
を０．５Ｔｍ（Ｔｍ：鋼板の溶融温度）の温度で熱処理
する工程からなる上記仕上げ処理方法。 - 【請求項２】 該シリコン鋼板が、Ｆｅ−１．５−４％
Ｓｉからなる請求項１記載の仕上げ処理方法。 - 【請求項３】 冷間圧延が、還元率８０％以下で実施さ
れる請求項１記載の仕上げ処理方法。 - 【請求項４】 冷間圧延が、還元率１５−８０％で実施
される請求項３記載の仕上げ処理方法。 - 【請求項５】 シリコン鋼板が、６００−１２５０℃の
温度で熱処理される請求項１記載の仕上げ処理方法。 - 【請求項６】 シリコン鋼板が、９００−１２５０℃の
温度で熱処理される請求項５記載の仕上げ処理方法。 - 【請求項７】 シリコン鋼板が、１０５０−１２５０℃
の温度で熱処理される請求項５記載の仕上げ処理方法。 - 【請求項８】 シリコン鋼板が、３分間熱処理される請
求項１記載の仕上げ処理方法。 - 【請求項９】 鋳造ロールが、単一ロールまたはツイン
ロールである請求項１記載の仕上げ処理方法。 - 【請求項１０】 シリコン鋼板が、冷間圧延前および後
に（２００）組織を形成する請求項１から９のいずれか
に記載の仕上げ処理方法。 - 【請求項１１】 溶融プールを単一ロールまたはツイン
ロールに直接接触させる直接鋳造法により製造されたＦ
ｅ−Ｓｉシリコン鋼板の仕上げ処理方法であって、 主成分Ｆｅ−１．５−４％Ｓｉ、および１．２重量％以
下のＡｌ、１．２重量％以下のＭｎおよび０．３重量％
以下のＳｎからなる群から選ばれた一種または二種の元
素とを使用したＦｅ−Ｓｉシリコン鋼板を準備する工
程；シリコン鋼板を酸洗いし、冷間圧延を実施する工
程；および該シリコン鋼板を６００−１２５０℃の温度
で熱処理する工程とからなる上記仕上げ処理方法。
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|---|---|---|---|
| KR1019960065178A KR100321054B1 (ko) | 1996-12-13 | 1996-12-13 | 직접주조에의해제조된규소박판의후처리방법 |
| KR1996-65178 | 1996-12-13 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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ID=19487627
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09362573A Expired - Fee Related JP3096268B2 (ja) | 1996-12-13 | 1997-12-12 | 直接鋳造法により製造されたシリコン鋼板用仕上げ処理方法 |
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| KR (1) | KR100321054B1 (ja) |
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| CN100475982C (zh) * | 2002-05-08 | 2009-04-08 | Ak钢铁资产公司 | 非取向电工钢带的连铸方法 |
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| KR20090079056A (ko) * | 2008-01-16 | 2009-07-21 | 성진경 | 무방향성 전기강판의 제조 방법 및 이를 이용하여 제조된무방향성 전기강판 |
| KR100973406B1 (ko) * | 2008-01-16 | 2010-07-30 | 성진경 | 로테이티드 큐브 집합조직의 형성방법 및 이를 이용하여제조된 전기강판 |
| US10364477B2 (en) | 2015-08-25 | 2019-07-30 | Purdue Research Foundation | Processes for producing continuous bulk forms of iron-silicon alloys and bulk forms produced thereby |
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| AUPN733095A0 (en) * | 1995-12-22 | 1996-01-25 | Bhp Steel (Jla) Pty Limited | Twin roll continuous caster |
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-
1997
- 1997-12-11 US US08/989,070 patent/US5913987A/en not_active Expired - Fee Related
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