JPS58217630A - 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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】 本発明は鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板
の製造方法に関するものである。

一方向性電磁鋼板は軟磁性材料として主にトランス、そ
の他の電気機器の鉄心材料として使用されるもので磁気
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。

磁気特性の優れた材料を得るには磁化容易軸である＜０
０１＞軸が圧延方向に高度に揃う事が１賛であるがその
他に板厚、結晶粒度、固有抵抗。

表面被膜等が大きく影響して来る。方向性はＡｔＮ。

ＭｎＳをインヒビターとして利用した強圧下一段冷延を
特徴とする方法によシ太巾に向上し、現在では磁束密度
が理論値の９６％程度のもの１で製造される様になって
来ている。これに伴なって鉄損特性も大巾に向上して来
た。一方近年エネルギー価格の高騰を反映しトランスメ
ーカーは省エネルギー型トランス用素材として低鉄損素
材への指向を一段と強わている。゛低鉄損素材としてア
モルファスや６．５１　ＳｌＯ高８１材の開発も進めら
れているが、トランス用の商用材料として使用される迄
にはなお解決すべき問題が多く残っている。

鉄損にはＳｉ含有量の他に板厚が大きな影響を及ぼし、
化学研摩等によ＃）製品の板厚を薄くすると、鉄損が低
減することが知られている。一方、一方向性電磁鋼板は
、加熱された鋼片を熱間圧延し、必要により熱延板焼鈍
をして、１回の冷間圧延あるいは中間焼鈍をはさんで２
回の冷間圧延によシ仕上板厚にし、次いで脱炭焼鈍と仕
上焼鈍を施して製造されるが、その冷延仕上板厚は０２
６〜０．３５朋が一般的である。。

ところで、ＡｔＮ及びＭｎＳをインヒビターとして利用
し、強圧下一段冷間圧延を特長として製造される一方向
性高磁束密度鋼板について、冷間圧延技の仕上板厚を薄
く、例えば０．２６　ｗｒｙｙ、未満とし、鉄損の低減
を図る試みがあるが、このような鋼板では仕上板厚を薄
くすると仕上焼鈍において二次再結晶の発現が著しく不
安定となり、鉄損は増加し、かつ磁束密度も劣化する。

例えば、本発明者達は第１表に示す成分からなる鋼Ａ、
Ｈにつき第２表に示す条件で仕上板厚を０．２８５，０
．２６０゜０．２４５，０．２２５各關とする薄手の鋼
板を試験的に製造し、その結晶粒の状態、磁気特性（鉄
損、磁束密度）を調査した。その結果を第３表に示す。

第１表 第２表 この結果から、冷延厚み０．２８０￥Ｓ迄は鋼Ａ、Ｂ共
二次再結晶、磁気特性共良好であったが、０．２４５％
、ｏ２２５＄と薄くなるに従い二次再結晶が著しく不安
定となること、薄手材の二次再結晶不良部は殆んど線状
の細粒であること、薄手材の成品マクロ組織の今一つの
特長は結晶粒度が著しく大きくなる事から好ましくなく
、また磁気特性が劣化するのが認められた。

このことは、ＡｔＮおよびＭｎＳをインヒビターとする
電磁鋼を素材として冷間圧延後の仕上板厚を単に薄く、
例えば０．２６　＋Ｂ未満にするだけでは、鉄損が低く
かつ高磁束密度の一方向性電磁鋼板を製造できないこと
を示すものである。

このような実情をふまえ、本発明者達はｋｔＮ及びＭｎ
Ｓをインヒビターとして利用し強圧下一段冷延を特徴と
する高磁束密度鋼板（以下Ｈ１−Ｂと呼ぶ）に関し冷間
圧延後の仕上板厚を０．２５　ｍｍ以下に薄くする場合
における前記二次再結晶の発現不安定、線状細粒発生の
問題を解決して低鉄損化を図るべく、鋼成分および製造
条件について種々の検討を行った。

その結果、前記Ｈ１−ＨにおいてはＳｎを添加すると二
次再結晶粒が安定して発現し、線状細粒の発生も抑制さ
れることを見出した。さらにＣｕを添加すると焼鈍分離
剤を塗布し仕上焼鈍で形成されるグラスフィルムが向上
することを見出した。

本発明は前記知見に基づき構成されたもので、以下にそ
の詳細を述べる。

まず、冷間圧延後の仕上板厚を薄く、例えば０２５朋以
下にした場合における二次再結晶の安定化に取組んだ。

二次再結晶安定化の手段として成分変更によるインヒビ
ター強化とスラブのプレローリング法によるホットコイ
ル組織改善につめて試験した。

この試験における鋼を第４表に示す。また試験条件は、
冷間圧延における仕上板厚を０．２２５門とした他は前
記第２表と同じ条件である。このときの試験結果も第４
表に示している。

鋼Ｃにみる如く、スラブのルローリングにょるホットコ
イル組織改善のみでは二次再結晶安定化の効果は認めら
れなかった。インヒビター強化対策としてＭｎＳ　、　
ＡｔＨの増量及びＳｎ　、ｃｕｌｓｂｌｃｒ等合金元素
添加試験を行った。これ等の中でＳｎ添加が二次再結晶
の安定化に極めて有効である事が判明した。なおＳｎ添
加は二次再結晶の安定化に加え、製品結晶粒度を比較的
小さくする事も確認された。

次にＳｎ含有量を変化させ適正範囲を求める試験を行っ
た。試験条件と試験結果を第５表に示す。

但し同表に記載以外の条件は第２表に同じである。

即ちＳｎ含有量０．０２１以下での二次再結晶はなお不
安定であり二次再結晶安定化の為には、０．０３チ以上
が必要である。０．３１．％以上ではグラスフィルムの
生成が不良となり又冷延性が劣化した。

従ってＳｎ含有量の範囲は０．０３〜０．３０％とする
。

好ましくは０．０５％〜０．２０％である。

方向性電磁鋼板へのＳｎ添加に関しては特公昭５７−９
４１９号、特開昭５７−４１３２６号公報等に報告され
ている。特公昭５７−９４１９号公報はＳｎ添加による
Ｈｌ−Ｈの製品結晶粒度の微細化について述べたもので
あり、薄手Ｈ１−Ｈの二次再結晶安定化に関しては何ら
言及していない。特開昭５７−４１３２６号公報につい
ては薄手高磁束密度電磁鋼板の製造に関−８ｎ添加につ
いての記載があるが、ＡｚＮ＋　Ｍｎ　Ｓをインヒビタ
ーとして利用し強圧下一段冷延を特徴とするＨｉ−Ｂへ
のＳｎ添加について言及したものではない。又薄手Ｈｉ
−Ｂの二次再結晶安定化に関する議論は全くなされてい
がい。加えて、実験データに示されるＳｎの最高含有量
は０．０２％である。即ち薄手Ｈ１−Ｈの二次再結晶安
定化に関し０．０３〜０．３％のＳｎ添加による顕著な
効果を見出した本発明は前記引用文献とは考え方を異に
している。

Ｓｎ添加量が増加すると第５表に示す如く、グラスフィ
ルムの生成が劣化する傾向が見られるが、Ｓｎ　＋　Ｃ
ｕの複合添加により、これは防がれる。これを試験にも
とづき述べる。試験条件と試験結果を第６表に示す。但
し同表に記載された以外の条件は第２表の記載と同じで
ある。即ちＳｎ＋Ｃｕの複合添加によりＳｎ添加による
グラスフィルムの劣化傾向が改善されるが、この作用を
奏するにはｖｕが０．０２％以上必要である。一方その
含有量が０、３０　％を超えると磁気特性が劣化するの
で上限を０．３０％とする。

前述のＳｎ添加によシ、冷間圧延後の仕上板厚を薄くし
た場合、仕上焼鈍での二次再結晶の発現の不安定さは解
消される。しかしＡｓ−ＣＣスラブ（連続鋳造ままのス
ラブ）を素材とし、冷間圧延後の仕上板厚を薄くした鋼
板においては、二次再結晶の発現の不安定が若干散見さ
れることがあるが、これを回避するにはＣ含有量を０．
０６０％以上とするとよい。これを試験にもとづき述べ
る。

試験条件を第７表に示す。但し同表に記載された以外の
条件は第２表に記載された条件と同じである。即ちＣ含
有量が０．０６０％　未満ではＡＳ−ＣＣスラブについ
ては線状細粒が発生するが０．０６０　％より高くなる
と二次再結晶が安定して来た。ＡＳ　−ＣＣスラブで安
定して薄手Ｈ１−Ｂを製造するためにはＣ含有量をｏ、
ｏｊｏ係以上、望ましくは０．０６５チ以上にするとよ
い。

以下にその他の成分範囲を定めた理由を述べる。

Ｃは０．０２％未満の場合、二次再結晶が不良となり０
．１２％を超えると、脱炭性磁気特性の点から好ましく
ない。

ＳＩが２．５％未満では良好な鉄損が得られず４．０チ
を超えると、冷延性が著しく劣化する。

Ｍｎ及びＳはＭｎＳを形成させるために必要な元素であ
り、インヒビターの作用を奏するために、Ｍｎの適量は
０．０３〜０１５チ、好ましくは０．０５〜０．１０％
の範囲が良い。

Ｓは０．０５％を超えると純化焼鈍での脱硫が困離とな
り好ましくない。一方０．０１％未満ではインヒビター
としてＭｎＳの量が不足する。従ってＳは０．０１〜０
．０５弗とする。

Ａｔ及びＮはインヒビターＡ／＝Ｎを形成するため必要
であり、Ａ／−の適量は０．０１〜０．０５％、好まし
くは０．０２〜０．０３％の範囲が良い。Ａｔが低過ぎ
ると磁束密度が低く、高過ぎると二次再結晶が不安定に
なる。Ｎの適量は０．００４〜０．０１２％、好ましく
は０．００６〜０．０１０％の範囲がよい。低過ぎると
ｋｔＮが不足し高過ぎると製品にブリスターが発生する
。

冷延板厚に関する試験条件と試験結果を第８表に示す。

但し同表に記載された以外の条件は第２表に記載された
条件と同じである。即ち冷延厚みが０．１５　ｎ未満で
はＳｎを含有させていても二次再結晶が不安定になシ易
い。又現行一般に市販されているものの冷延厚みの最小
は０．２６０ｍｍである。

従って本発明による冷延厚み範囲を０．１５０〜０２５
０朋とした。

第８表のＸ−３，Ｘ−４材の一部を第２表に示す工程の
最終コーティング前、つまジグラスフィルムのみの状態
でサン！リングし磁気特性を測定した。

測定結果を第９表に示す。即ち張力コーティングを省く
と、Ｗ１７１５０は０．０８〜０．０９　Ｗ／に１？劣
化した。

従って本発明による薄手Ｈ１−Ｂは張力コーティングを
施した。

この張力コーティングによ如磁区が区分され磁　　□気
特性が向上する。

第　　９　　表 歪取焼鈍後 以下に本発明の実施例について説明する。

実施例Ｉ Ｓｎの含有以外はほぼ類似の成分である二種類の珪素鋼
の連続鋳造法による２００ｍ＋１１庫スラブを１２００
℃に再加熱し１７０■にプレロールした後、１４００℃
に加熱し”ｌ、　Ｑ　ｚ＊のホットコイルにした。

ホットコイルを１１２０℃×４分焼鈍した後、急冷し、
酸洗した。次にリバースミルで０．２２５１１ｍ迄冷延
した。次に水素７５チ、窒素２５チ、露点６９℃の雰囲
気中で８４０℃×３分で脱炭焼鈍を行った。次にＭｇＯ
とＴｉＯ２を混合した焼鈍分離剤を塗布し水素雰囲気中
で１２００℃×２０時間仕上焼鈍を行った。

その後コロイダルシリカ、無水クロム酸、リン酸アルミ
ニウムを主成分とするコーテイング液を塗布（張力コー
ティング）し平板化焼鈍を行った。

試料を切出し成品マクロ組織及び歪増後の磁気特性をｍ
１１定した。成分及び試験結果を第１０表に示す。

本発明法によるＳｎ含有の材料Ａ−１は完全に二次再結
晶し良好な磁気特性が得られたが、ｓｎを含有しない材
料Ｂ−１については線状結晶が多発し二次再結晶が不良
であった。

実施例２ Ｃ，Ｃｕ　　以外の成分についてはほぼ類似の成分であ
る３８４類の珪素鋼の連続鋳造法による２００舅富厚ス
ラブについてゾレローリング有無に分ケ、熱延以降は実
施例１と同じ方法により処理した。

試験条件と試験結果を第１１表に示す。鋼Ｃ−２では、
鋼Ａ−２，Ｂ−２Ｋ比較し、ＣをアップしてＡｓ−ＣＣ
スラブで良好な二次再結晶、磁気特性が得られた。

又Ｃｕを添加したＭ　Ｇ−２〜Ｊ−２はＣｕを添加しな
い鋼Ａ−２〜Ｆ−２に比較し、グラスフィルムが良好で
あったＯ 以上に述べた如く、本発明に従って溶鋼の段階でＳｎを
添加するとＨｌ−Ｂを薄手化した場合、二次再結晶の発
現が安定し、線状細粒の発生がなくなり、磁気特性が向
上するが、それは次の理由からであろう。

即ち、第１図にＳｎ添加有無による脱炭焼鈍板の析出物
の分散状態の違いを示す。Ｓｎ添加材（Ｂ）はＳｎ無添
加材（４）にくらべ析出物が微細に且つ均一に分散して
いる事が分る。又電子顕微鏡による観察結果では脱炭焼
鈍板の一次粒界にＳｎの偏析が確認された。従ってＳｎ
添加による主として上記二つの効果が重なって薄手Ｈ１
−Ｈの二次再結晶を安定化させたものと推定される。

【図面の簡単な説明】

第１図はＳｎ添加の有無による脱炭焼鈍板の析出物の分
散を示す電子顕微鏡与真図である。 第１図

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．０２〜０．１２チ、　Ｓｌ　：　２．５
   〜４．０％。 Ｍｎ　０．０３〜０．１−５％、　Ｓ　：　０．０１〜
   ０．０５％。 Ａｔ：０．０１〜０．０５％、ＮＯ，００４〜０．０１
   ２％を含む珪素鋼スラブを熱延し、熱延板焼鈍と急冷処
   理を行い、強圧下一段冷延後、脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行
   う高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する方法において
   、溶鋼の段階でＳｎを０．０３〜０．３％含有させ最終
   冷延の板厚を０．１５〜０．２５〜とし、仕上焼鈍後テ
   ンション・コーチングを付与する事を特徴とする鉄損の
   優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
2. （２）溶鋼の段階でＣｕを０．０２〜０．３チ含有させ
   ることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の方法。
3. （３）Ｃを００６〜０．１２％含有させた連続鋳造まま
   のスラブを使用する特許請求の範囲第１項および第２項
   記載の方法。