JPS5881951A - けい素鋼薄帯およびその製造法 - Google Patents
けい素鋼薄帯およびその製造法Info
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- JPS5881951A JPS5881951A JP56177033A JP17703381A JPS5881951A JP S5881951 A JPS5881951 A JP S5881951A JP 56177033 A JP56177033 A JP 56177033A JP 17703381 A JP17703381 A JP 17703381A JP S5881951 A JPS5881951 A JP S5881951A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、けい素鋼薄帯およびその製造法に関し、と
くに・Slを0.3−9重量%(以下単に%で表わす)
含有するけい素鋼につきその軟磁気特性ならびに鉄損特
性を改善したけい素鋼薄帯をその有利な製造法と共に提
案しようとするものである。
くに・Slを0.3−9重量%(以下単に%で表わす)
含有するけい素鋼につきその軟磁気特性ならびに鉄損特
性を改善したけい素鋼薄帯をその有利な製造法と共に提
案しようとするものである。
従来からトランスなどの電気機器の鉄心材料として、鉄
にS=を3〜ダ%程度含有させたけい素鋼板が広く用い
られている。この種けい素鋼板には二種類あって、1つ
は結晶粒の結晶方位が無秩序な無方向性けい素鋼板であ
り、他の1つは結晶粒の(100)軸が圧延方向に揃っ
た方向性けい素鋼板である。前者は主に磁束が種々の方
向から作用する回転機や発電機の鉄心材料として、また
後者は磁束が特定方向のみにかかるトランスなどの鉄心
材料として用いられ、いずれも磁束密度が高いという特
長をそなえている。
にS=を3〜ダ%程度含有させたけい素鋼板が広く用い
られている。この種けい素鋼板には二種類あって、1つ
は結晶粒の結晶方位が無秩序な無方向性けい素鋼板であ
り、他の1つは結晶粒の(100)軸が圧延方向に揃っ
た方向性けい素鋼板である。前者は主に磁束が種々の方
向から作用する回転機や発電機の鉄心材料として、また
後者は磁束が特定方向のみにかかるトランスなどの鉄心
材料として用いられ、いずれも磁束密度が高いという特
長をそなえている。
かような磁心材料において現在最も強く要@されている
ことは、軟磁気特性の向上は言うまでもなくとくに作製
上の簡便さおよびコストダウンの達成であり、これらの
要請はエネルギー価格の高騰化の下で今後ますます強く
なるものと予想さ゛れる〇 けい素鋼板にあっても上記の要請に応えるべくこれまで
種々の改善が施されていて、たとえば無方向性けい素鋼
板においては、鉄損値の劣化をもたらす炭素、窒素、酸
素およびいおうなどの不純物の混入を抑えたり、また圧
延と熱処理との組合せによって(100)軸を板面に揃
えようとの試みがなされ、他方、方向性けい素鋼板にお
いては(ioo)軸の圧延方向への集積度を葛らに高め
たり、コーティング処理を施して鋼板に張力を付与する
ことにより鉄損や見かけ上の磁歪を低減させる試みがな
されてきた。
ことは、軟磁気特性の向上は言うまでもなくとくに作製
上の簡便さおよびコストダウンの達成であり、これらの
要請はエネルギー価格の高騰化の下で今後ますます強く
なるものと予想さ゛れる〇 けい素鋼板にあっても上記の要請に応えるべくこれまで
種々の改善が施されていて、たとえば無方向性けい素鋼
板においては、鉄損値の劣化をもたらす炭素、窒素、酸
素およびいおうなどの不純物の混入を抑えたり、また圧
延と熱処理との組合せによって(100)軸を板面に揃
えようとの試みがなされ、他方、方向性けい素鋼板にお
いては(ioo)軸の圧延方向への集積度を葛らに高め
たり、コーティング処理を施して鋼板に張力を付与する
ことにより鉄損や見かけ上の磁歪を低減させる試みがな
されてきた。
板の改質法は、は埋完成の域に達したと考えられていて
、今後軟磁気特性や磁歪特性の飛踏的な向上は勿論、製
造過程での作業能率の向上もこれ以上望めそうもない。
、今後軟磁気特性や磁歪特性の飛踏的な向上は勿論、製
造過程での作業能率の向上もこれ以上望めそうもない。
ところで一方で、鉄に81を6.j%程度含有させたい
わゆる高けい素鋼は、Si3〜4I%含有けい素鋼に比
べて飽和磁束密度が1rooo a (gauss)程
度に低くはなるものの、磁歪が実質的に消失し、また磁
気異方性も生滅するのですぐれた軟磁気特性(透磁率μ
が高く、保磁力HOが低い)が得られ、さらにこの素材
をトランスなどに組んだ場合適当な励磁の下で鉄損が極
めて小さいなど種々の利点をそなえていることが知られ
ている。
わゆる高けい素鋼は、Si3〜4I%含有けい素鋼に比
べて飽和磁束密度が1rooo a (gauss)程
度に低くはなるものの、磁歪が実質的に消失し、また磁
気異方性も生滅するのですぐれた軟磁気特性(透磁率μ
が高く、保磁力HOが低い)が得られ、さらにこの素材
をトランスなどに組んだ場合適当な励磁の下で鉄損が極
めて小さいなど種々の利点をそなえていることが知られ
ている。
しかしながら含有けい素置かり%を超えると、素材マト
リックスが硬化する上にFe3Siなる規則格子が形成
されて急激にぜい化するため、圧延加工は言うに及ばず
せん断、打抜きなどの加工も事実上不可能となる。この
ような事情で81を11%以上含有する高けい素鋼は、
種々の利点をそなえ・ながらもこれまで実用に供されな
かったのであるにの点発明者らは先に、特開昭H−41
191/号公報において、Slをダル10%含有する高
けい素鋼につき、上に述べたような欠点を解消して、可
撓性および加工性に冨み、かつ鉄損値も低いけい素鋼薄
帯を開示した。
リックスが硬化する上にFe3Siなる規則格子が形成
されて急激にぜい化するため、圧延加工は言うに及ばず
せん断、打抜きなどの加工も事実上不可能となる。この
ような事情で81を11%以上含有する高けい素鋼は、
種々の利点をそなえ・ながらもこれまで実用に供されな
かったのであるにの点発明者らは先に、特開昭H−41
191/号公報において、Slをダル10%含有する高
けい素鋼につき、上に述べたような欠点を解消して、可
撓性および加工性に冨み、かつ鉄損値も低いけい素鋼薄
帯を開示した。
しかしながら上記の高けい素鋼薄帯において鴨やはり、
Slの多量添加に伴う磁束密度の低下は避は得す、この
ため磁心などに適用した場合にその大型′化が余儀なく
され、この点すべての装置の゛小型化が熱望される昨今
においては、飽和磁束密度の低下を招くことなしに低鉄
損化を図ることが強く望まれていたのである。
Slの多量添加に伴う磁束密度の低下は避は得す、この
ため磁心などに適用した場合にその大型′化が余儀なく
され、この点すべての装置の゛小型化が熱望される昨今
においては、飽和磁束密度の低下を招くことなしに低鉄
損化を図ることが強く望まれていたのである。
この発明は上記の要請に有利に応じるもので、S1含有
量は飽和磁束密度を20000 G以上の高い値に維持
できる0、1−4I%の範囲に保ったまま、透磁率およ
び保磁力を&IIL、、かつ低鉄損、低コスシも併せ実
現したけい素鋼薄帯ならびにその有利な製造法を提案す
るものである。
量は飽和磁束密度を20000 G以上の高い値に維持
できる0、1−4I%の範囲に保ったまま、透磁率およ
び保磁力を&IIL、、かつ低鉄損、低コスシも併せ実
現したけい素鋼薄帯ならびにその有利な製造法を提案す
るものである。
すなわちこの発明は、けい雪をo、z−41%含有・し
、残部実質的に鉄の組成になるけい素鋼の薄帯、あるい
はけい素をO,S −4I%含有するほか、副成分とし
て、2%以下のアルミニウム、λ気息下のマンガン、1
0%以下のコバルトおよび3%以下のニッケルのうちか
ら選ばれる一種または二種以上を含み、残部実質的に鉄
の組成になるけい素鋼の薄帯であって、該薄帯の結晶粒
が薄帯の表裏面にわたって貫通した柱状組織を有し、か
つ薄帯表面に平行となる(ioo)結晶面の集積度が望
外以上であるけい素鋼薄帯である。
、残部実質的に鉄の組成になるけい素鋼の薄帯、あるい
はけい素をO,S −4I%含有するほか、副成分とし
て、2%以下のアルミニウム、λ気息下のマンガン、1
0%以下のコバルトおよび3%以下のニッケルのうちか
ら選ばれる一種または二種以上を含み、残部実質的に鉄
の組成になるけい素鋼の薄帯であって、該薄帯の結晶粒
が薄帯の表裏面にわたって貫通した柱状組織を有し、か
つ薄帯表面に平行となる(ioo)結晶面の集積度が望
外以上であるけい素鋼薄帯である。
またこの発明は、けい素をO,S〜41%の範囲で含有
するけい素鋼の溶融体を、冷却面が高速で更新、移動す
る冷却体上に連続的に供給し、急冷凝固させて薄帯化し
、ついで得られた薄帯に700〜/4100℃の範囲の
温度で焼鈍を施して結晶粒をo、or〜jOvmに成長
させることを特長とするけい素鋼薄帯の製造法である。
するけい素鋼の溶融体を、冷却面が高速で更新、移動す
る冷却体上に連続的に供給し、急冷凝固させて薄帯化し
、ついで得られた薄帯に700〜/4100℃の範囲の
温度で焼鈍を施して結晶粒をo、or〜jOvmに成長
させることを特長とするけい素鋼薄帯の製造法である。
以下この発明を具体的に説明する。
この発明において成分組成を上記のとおりに限定した理
由は次のとおりである0 ・ けい素は、その含有量が003%未満では、その電
気抵抗が70μΩ・α以下となり渦電流による交流損失
が急激に増加するとともに、910℃から/ ll00
℃以上の温度範囲にわたって非磁性相であるγ相%を超
えると飽和磁束密度が−oooo a以下に低下するの
でo、z、tt%の範囲に限定した。
由は次のとおりである0 ・ けい素は、その含有量が003%未満では、その電
気抵抗が70μΩ・α以下となり渦電流による交流損失
が急激に増加するとともに、910℃から/ ll00
℃以上の温度範囲にわたって非磁性相であるγ相%を超
えると飽和磁束密度が−oooo a以下に低下するの
でo、z、tt%の範囲に限定した。
ところでけい素鋼においては、不純物として酸素、いお
う、炭素および窒素などが不可避的に混入してくるが、
これらはいずれも成品の鉄損特性を劣化させる上に、薄
帯のぜい化をもたらして加工性を損うので、これらの混
入量は極力低く抑えることが好ましく、総量で0.1%
以下に抑制することがとくに望ましい。
う、炭素および窒素などが不可避的に混入してくるが、
これらはいずれも成品の鉄損特性を劣化させる上に、薄
帯のぜい化をもたらして加工性を損うので、これらの混
入量は極力低く抑えることが好ましく、総量で0.1%
以下に抑制することがとくに望ましい。
またこの発明ではけい素の他、軟磁気特性改善のための
副成分としてムl * Kn l QOおよびNiのう
ちから選ばれる一種または二種以上を適宜に加えること
ができる。
副成分としてムl * Kn l QOおよびNiのう
ちから選ばれる一種または二種以上を適宜に加えること
ができる。
ムlは、鋼中酸素量の低減に役立つだけでなく、電気抵
抗を高めて渦電流損を低くするのに有用である。しかし
あまり多量に添加すると磁歪が大きくなるので上限を2
%とした。
抗を高めて渦電流損を低くするのに有用である。しかし
あまり多量に添加すると磁歪が大きくなるので上限を2
%とした。
Mnは、鉄損の低下や圧延性にとって有効な元素であり
1,2Is以下より好ましくはO9λ〜/、J%の範囲
で添加することにより、軟磁気特性は向上し、また欠陥
の少い良好な形状の薄帯が得られる。
1,2Is以下より好ましくはO9λ〜/、J%の範囲
で添加することにより、軟磁気特性は向上し、また欠陥
の少い良好な形状の薄帯が得られる。
この理由はまだ明確には解明されていないが、マンガン
添加により不純物のいおうが固溶状atたは微細な析出
物の状態からMnSの大きな析出物に変化するためと考
えられる。しかしながら)(nの添加量が2%を超える
と軟磁気特性の劣化が大きく、また硬化して加工性も悪
化するので上限をコ%とじた。
添加により不純物のいおうが固溶状atたは微細な析出
物の状態からMnSの大きな析出物に変化するためと考
えられる。しかしながら)(nの添加量が2%を超える
と軟磁気特性の劣化が大きく、また硬化して加工性も悪
化するので上限をコ%とじた。
00は飽和磁束密度を高めるのに有用な元素であるが、
これは極めて高価なものであり、また10%な超えると
その効果はほぼ飽和に達するので上限を10%とした。
これは極めて高価なものであり、また10%な超えると
その効果はほぼ飽和に達するので上限を10%とした。
NiはMnと同様に鉄損の低下に有効に作用するだけで
なくじん性の向上にも有用な元素であり、js以下より
好ましくはOo、2〜/、7%の範囲で添加することに
より良質の薄帯が得られる0さてこの発明ではまず、所
定の成分組成に溶製したけい素鋼の溶融体を、冷−動面
が高速で更新移動する冷却体上に連続的に供給すること
により急冷凝固させて薄帯化するが、このとき薄帯化条
件を適宜に選択することによって直ちに所定厚の薄帯に
仕上げることができる0 この薄帯化の要領としては、充分に広ル竜輻で均一かつ
所定の厚みを有し、しかも長尺のものが得られるならば
いかなる方法であってもよいが、代表的には第1図a
r bおよびCに示したように、溶融体lをその噴射ノ
ズルコから、高速で更新移動する冷却面3上に連続的に
供給して急冷凝固させて薄帯化するのが望ましい。
なくじん性の向上にも有用な元素であり、js以下より
好ましくはOo、2〜/、7%の範囲で添加することに
より良質の薄帯が得られる0さてこの発明ではまず、所
定の成分組成に溶製したけい素鋼の溶融体を、冷−動面
が高速で更新移動する冷却体上に連続的に供給すること
により急冷凝固させて薄帯化するが、このとき薄帯化条
件を適宜に選択することによって直ちに所定厚の薄帯に
仕上げることができる0 この薄帯化の要領としては、充分に広ル竜輻で均一かつ
所定の厚みを有し、しかも長尺のものが得られるならば
いかなる方法であってもよいが、代表的には第1図a
r bおよびCに示したように、溶融体lをその噴射ノ
ズルコから、高速で更新移動する冷却面3上に連続的に
供給して急冷凝固させて薄帯化するのが望ましい。
#!1図aに示した薄帯化装置においては冷却面3とし
てドラムの内周面を、また同図す、cに示した装置では
単一ロールおよびロール対の外周面をそれぞれ利用する
場合について壓したが、いずれの装置を用いる場合であ
っても冷却体の回転数を調節することによって所定厚の
薄帯とすることができる。そしてこのとき最も注意すべ
き点は、溶融体を十分に速い冷却速度で急冷凝固させる
ことである0というのは凝固するまでの時間が長いと溶
融体の流れが一様でなくなり、と1すれば孔やボイドが
生じたりまた厚みが不均一になり易い他、とくに大気中
で処理する場合には酸化や窒化を受けて良好な形状の薄
帯が得難くなり、かりに得られたとしても薄帯中に成葉
や窒素を含むため軟磁気特性が劣化するからである。
てドラムの内周面を、また同図す、cに示した装置では
単一ロールおよびロール対の外周面をそれぞれ利用する
場合について壓したが、いずれの装置を用いる場合であ
っても冷却体の回転数を調節することによって所定厚の
薄帯とすることができる。そしてこのとき最も注意すべ
き点は、溶融体を十分に速い冷却速度で急冷凝固させる
ことである0というのは凝固するまでの時間が長いと溶
融体の流れが一様でなくなり、と1すれば孔やボイドが
生じたりまた厚みが不均一になり易い他、とくに大気中
で処理する場合には酸化や窒化を受けて良好な形状の薄
帯が得難くなり、かりに得られたとしても薄帯中に成葉
や窒素を含むため軟磁気特性が劣化するからである。
この点に関する発明者らの研究によれば、溶融体がノズ
ルよシ噴射されてから、凝固、冷却して薄帯の温度が4
Ioo℃となるまでの平均冷却速度が10” V861
0より小さい場合には望ましい薄帯が得難いこと、とり
わけ大気中雰囲気においては酸化のため所期した目的の
達成が困難であることが判明した。そこでこの発明では
、溶融体を薄帯化徒歩くとも41OO℃までは103℃
/ sea以上の冷却速度で冷却させることにした。な
おこの冷却時には保護ガスとしてアルゴンやヘリウムな
どの不活性ガス〜?aO2ガスなどを吹付けると一層良
好な結果が得られることも判明した。
ルよシ噴射されてから、凝固、冷却して薄帯の温度が4
Ioo℃となるまでの平均冷却速度が10” V861
0より小さい場合には望ましい薄帯が得難いこと、とり
わけ大気中雰囲気においては酸化のため所期した目的の
達成が困難であることが判明した。そこでこの発明では
、溶融体を薄帯化徒歩くとも41OO℃までは103℃
/ sea以上の冷却速度で冷却させることにした。な
おこの冷却時には保護ガスとしてアルゴンやヘリウムな
どの不活性ガス〜?aO2ガスなどを吹付けると一層良
好な結果が得られることも判明した。
かくしてこの発明によれば、従来法の如く圧延と熱処理
を繰返し行う煩雑な工程を経ることなしに溶融体から直
ちに所定厚みの薄帯に仕上げることができる。
を繰返し行う煩雑な工程を経ることなしに溶融体から直
ちに所定厚みの薄帯に仕上げることができる。
第コ図a、bにけい素を01j−4%の範囲にわたり種
々の割合で添加配合した溶融体を103〜/θ4’Ic
/ 8eOの冷却速度で急冷して得た薄帯(厚みlCμ
m1)の、飽和磁束密度Bsならびに保磁力HC(曲□
線ム)について調べた結果をそれぞれ示す0なお比較の
ため従来法に従い得られた薄帯の保磁力HO(曲11B
)についても調べ、その結果を第一図すに併せ示した。
々の割合で添加配合した溶融体を103〜/θ4’Ic
/ 8eOの冷却速度で急冷して得た薄帯(厚みlCμ
m1)の、飽和磁束密度Bsならびに保磁力HC(曲□
線ム)について調べた結果をそれぞれ示す0なお比較の
ため従来法に従い得られた薄帯の保磁力HO(曲11B
)についても調べ、その結果を第一図すに併せ示した。
第一図aより明らかなようにこの発明に従って得られた
けい素鋼薄帯の飽和磁束密度Bsは、S1含有量が多°
くなるにつれて幾分低下する傾向にはあるものの、それ
でも約20000 G以上の高い値を示す。一方保持力
HOはさほど低い値を示さず、従来例(曲411B)と
較べて鳴劣っている。
けい素鋼薄帯の飽和磁束密度Bsは、S1含有量が多°
くなるにつれて幾分低下する傾向にはあるものの、それ
でも約20000 G以上の高い値を示す。一方保持力
HOはさほど低い値を示さず、従来例(曲411B)と
較べて鳴劣っている。
この理由は溶融体から一気に急冷凝固して得られた薄帯
は、そのままの状態では内部歪が大きく、また微細な結
晶粒組織であるためと考えられる。
は、そのままの状態では内部歪が大きく、また微細な結
晶粒組織であるためと考えられる。
実際急冷凝固後の薄帯の結晶組織は、薄帯表面に直径約
27〜30μ属の結晶粒が配列した微細組織であり、前
掲第1図すに示した単一ロール法で作製した薄帯では、
微細結晶粒が薄帯の表裏面をはi貫通した組織になって
いるものの、他方#I1図0に示したロール対決で作製
した薄帯では、微細な結晶粒が薄帯の両面から厚み方向
に戎長し、板厚のほぼ中央で接触して結晶粒界を形成す
る組織となっている。
27〜30μ属の結晶粒が配列した微細組織であり、前
掲第1図すに示した単一ロール法で作製した薄帯では、
微細結晶粒が薄帯の表裏面をはi貫通した組織になって
いるものの、他方#I1図0に示したロール対決で作製
した薄帯では、微細な結晶粒が薄帯の両面から厚み方向
に戎長し、板厚のほぼ中央で接触して結晶粒界を形成す
る組織となっている。
そこでこの発明では溶融体を急冷凝固後、得られた薄帯
に焼鈍処理を施して内部歪を除去するとともに結晶粒を
粗大化させ、軟磁気特性の改轡を図るのである。以下こ
の焼鈍処理について説明するO 第3図に、Sl:3%、またはSi /、j襲を含み残
部鉄の組成になるけい素鋼を薄帯化後、600〜1qo
o℃の範囲の種々の温度で1時間の焼鈍処理・を施した
ときの焼鈍温度と結晶粒径との関係を示・す0なお第3
図中曲@a 、 o’は焼鈍処理をAr雰囲気中で、ま
た曲11DおよびEは4IX 10−3’rorrの真
空中およびH2ガス中にa ppmのH8Sを含む雰囲
気中でそれぞれ行った場合である。
に焼鈍処理を施して内部歪を除去するとともに結晶粒を
粗大化させ、軟磁気特性の改轡を図るのである。以下こ
の焼鈍処理について説明するO 第3図に、Sl:3%、またはSi /、j襲を含み残
部鉄の組成になるけい素鋼を薄帯化後、600〜1qo
o℃の範囲の種々の温度で1時間の焼鈍処理・を施した
ときの焼鈍温度と結晶粒径との関係を示・す0なお第3
図中曲@a 、 o’は焼鈍処理をAr雰囲気中で、ま
た曲11DおよびEは4IX 10−3’rorrの真
空中およびH2ガス中にa ppmのH8Sを含む雰囲
気中でそれぞれ行った場合である。
3%S1含有けい素鋼薄帯については、いずれの雰囲気
においても焼鈍温度が100℃の場合は、結晶粒径は約
5Opva程度であるが、焼鈍温度を上昇させるにつれ
て結晶粒の成長速度は興なり、Ar雰囲気中で焼鈍した
場合は1uoo℃で約コ關に、またf x 1O−3T
orrの真空中では約10.3 ms、H2S含有H2
ガス雰囲気中では約〃■にまで成長した。
においても焼鈍温度が100℃の場合は、結晶粒径は約
5Opva程度であるが、焼鈍温度を上昇させるにつれ
て結晶粒の成長速度は興なり、Ar雰囲気中で焼鈍した
場合は1uoo℃で約コ關に、またf x 1O−3T
orrの真空中では約10.3 ms、H2S含有H2
ガス雰囲気中では約〃■にまで成長した。
一方へj%S1含有けい素鋼薄帯については、1OOO
℃〜1300℃の温度範囲に非磁性相であるγ相が存在
するためこの温度範囲では、結晶粒はほとんど□大きく
ならない。しかしながらγ相を示す温度以上では結晶粒
は急激に成長しAr雰囲気中で熱処理した場合でも、1
4100℃では結晶粒は!vm程度に達した。
℃〜1300℃の温度範囲に非磁性相であるγ相が存在
するためこの温度範囲では、結晶粒はほとんど□大きく
ならない。しかしながらγ相を示す温度以上では結晶粒
は急激に成長しAr雰囲気中で熱処理した場合でも、1
4100℃では結晶粒は!vm程度に達した。
次に、3%Si −Fe s i%81− Fe l
7%Si −01%Mn −Feおよび1%Si −O
J%00− Feの組成になる1種のけい素鋼薄帯につ
き、薄帯化急冷処理を行ったままの状態および真空中で
焼鈍処理を施して結晶粒を成長させた際の、結晶粒径と
保磁力および(100)面の集積度との関係について調
べた結果を第1図に併せて示す。
7%Si −01%Mn −Feおよび1%Si −O
J%00− Feの組成になる1種のけい素鋼薄帯につ
き、薄帯化急冷処理を行ったままの状態および真空中で
焼鈍処理を施して結晶粒を成長させた際の、結晶粒径と
保磁力および(100)面の集積度との関係について調
べた結果を第1図に併せて示す。
同図より明らかなように上掲ダ種のいずれのけい素鋼に
おいても、結晶粒が成長するに従って保磁力は低減しと
くに結晶粒径がlθμ諷以上でHaがほばコoo 謂O
e以下のすぐれた特性を示した。を九Cl0o)面の集
積度は結晶粒径wPm以上で90%以上にまで向上でき
た。
おいても、結晶粒が成長するに従って保磁力は低減しと
くに結晶粒径がlθμ諷以上でHaがほばコoo 謂O
e以下のすぐれた特性を示した。を九Cl0o)面の集
積度は結晶粒径wPm以上で90%以上にまで向上でき
た。
また薄帯の組織についても調べたところ各結晶粒は、表
裏面を貫通した柱状晶であり、両−ロール法によって作
製された薄帯であって4mm湿温900℃以上では厚み
方向中央域に形成されていた結晶粒界がきれいに消失し
て完全な柱状構造になっていた。
裏面を貫通した柱状晶であり、両−ロール法によって作
製された薄帯であって4mm湿温900℃以上では厚み
方向中央域に形成されていた結晶粒界がきれいに消失し
て完全な柱状構造になっていた。
焼鈍温度は700℃未満では内部歪の除去が難しく、一
方/4!OQ℃を超えると薄帯の酸化や変形が着しくな
って実用に供し得なくなる。従って焼鈍温度は7oo
−i4!oo℃より好ましくは1000〜/1100こ
の焼鈍処理を工業的に行うには連続焼鈍炉でJ分間程度
焼鈍し1ついでできるだけ速やかに冷却するのがよい。
方/4!OQ℃を超えると薄帯の酸化や変形が着しくな
って実用に供し得なくなる。従って焼鈍温度は7oo
−i4!oo℃より好ましくは1000〜/1100こ
の焼鈍処理を工業的に行うには連続焼鈍炉でJ分間程度
焼鈍し1ついでできるだけ速やかに冷却するのがよい。
なお上記した雰囲気の他、結晶粒の成長に有効な雰囲気
としては7f” Torr程度のH2!90.蒸気中お
よびH2S雰囲気などがあり、雰囲気依存性がみられる
が、いずれにしても非讃化性雰囲気中700〜/4!0
0℃の温度範凹で焼鈍処理を施し、内部歪を除去すると
同時に結晶粒をその粒径が0.01〜s0■になるまで
成長させることが肝要である。
としては7f” Torr程度のH2!90.蒸気中お
よびH2S雰囲気などがあり、雰囲気依存性がみられる
が、いずれにしても非讃化性雰囲気中700〜/4!0
0℃の温度範凹で焼鈍処理を施し、内部歪を除去すると
同時に結晶粒をその粒径が0.01〜s0■になるまで
成長させることが肝要である。
かくして得られたけい素鋼薄帯を実際に磁心に組立てる
場合には、占積率が可能な限り高いことが望ましく、こ
のためには薄帯の表面をできる限、り円滑にする必要が
ある。この発明に従い得られる薄帯も適切な薄帯化条件
の下では充分に満足のいく円滑度が得られるが、さらに
高度の円滑度が熱処理を加えたのち、圧下率j%以上の
圧延を行いついで所定温度での焼鈍を施せばよく、この
ような圧延熱処理によって薄帯表面の円滑度はさらに高
まり、占積率が大きくなって磁束密度は一段と向上する
。
場合には、占積率が可能な限り高いことが望ましく、こ
のためには薄帯の表面をできる限、り円滑にする必要が
ある。この発明に従い得られる薄帯も適切な薄帯化条件
の下では充分に満足のいく円滑度が得られるが、さらに
高度の円滑度が熱処理を加えたのち、圧下率j%以上の
圧延を行いついで所定温度での焼鈍を施せばよく、この
ような圧延熱処理によって薄帯表面の円滑度はさらに高
まり、占積率が大きくなって磁束密度は一段と向上する
。
またかような薄帯を積層してトランスや回転機などの鉄
心とした場合に、この積層鉄心をその状態で焼鈍して積
層時に生じた内部応力を除去することにより、実機鉄損
の一層の低減が達成される。
心とした場合に、この積層鉄心をその状態で焼鈍して積
層時に生じた内部応力を除去することにより、実機鉄損
の一層の低減が達成される。
次にこの発明の実施例について説明する。
/、j Si −91−j Fe l コ、j
Si −タフ、1 Fe 、 J、jSl
−タ4.j Fe 、 /、j Si −
0,6In −97,9Fe 。
Si −タフ、1 Fe 、 J、jSl
−タ4.j Fe 、 /、j Si −
0,6In −97,9Fe 。
コej Si −0,6Mn −(7,7Al −96
,1,FeおよびJ、jSi −0,2In −9t、
J Feの組成になる3種のけい素#Ii嵩材を、それ
ぞれ内径10酩φの石英ノズル中に入れ、tt、、zo
@Cまで加熱して溶融したのち、該ノズル中にO0!気
圧のアルゴンガスを加え、溶融体をノズル先端の(7,
j mφの噴射孔より連続的に、11000rpの速度
で回転している直径3θ儂、厚さコ1の・銅製円板(デ
ィスク)の側面上または1soo rpmで回転してい
る直径40にのり一ル対間に供給して、幅jlI111
長さ約10m、厚み75〜90μ箇の長尺薄帯を得た。
,1,FeおよびJ、jSi −0,2In −9t、
J Feの組成になる3種のけい素#Ii嵩材を、それ
ぞれ内径10酩φの石英ノズル中に入れ、tt、、zo
@Cまで加熱して溶融したのち、該ノズル中にO0!気
圧のアルゴンガスを加え、溶融体をノズル先端の(7,
j mφの噴射孔より連続的に、11000rpの速度
で回転している直径3θ儂、厚さコ1の・銅製円板(デ
ィスク)の側面上または1soo rpmで回転してい
る直径40にのり一ル対間に供給して、幅jlI111
長さ約10m、厚み75〜90μ箇の長尺薄帯を得た。
ついでこれらの薄帯に7200℃、30分間の焼鈍を施
したのちの諸特性について調べ、その結果を単に急冷処
理を施しただけ21ξfて表1に示す〇 な゛お参考のため焼鈍処理後の薄帯を、更に!2〜dμ
111tで冷間圧延し、1000℃、3分間の焼鈍を施
した後の特性、および直径jctLのコイル状に巻取っ
て100℃で3時間焼鈍したのちの特性についても調べ
表1に併せ示した。
したのちの諸特性について調べ、その結果を単に急冷処
理を施しただけ21ξfて表1に示す〇 な゛お参考のため焼鈍処理後の薄帯を、更に!2〜dμ
111tで冷間圧延し、1000℃、3分間の焼鈍を施
した後の特性、および直径jctLのコイル状に巻取っ
て100℃で3時間焼鈍したのちの特性についても調べ
表1に併せ示した。
表1より明らかなように、いずれの試料においても急冷
化Ji!11[を行ったままの状態では、結晶粒はその
平均粒径が30μ観前後の細粒である上、(lOO)面
集積度も約V%程度と伝<、従って保磁力Hc+透磁率
μとも良好な値が得られなかったが、その後にこの発明
に従って焼鈍処理を施すことにより、平均結晶粒径は約
ダoo pwi、 、 (ioo> 1111集積度は
90襲以上となって、保磁力Ha 、透磁力μとも大幅
に改善された。
化Ji!11[を行ったままの状態では、結晶粒はその
平均粒径が30μ観前後の細粒である上、(lOO)面
集積度も約V%程度と伝<、従って保磁力Hc+透磁率
μとも良好な値が得られなかったが、その後にこの発明
に従って焼鈍処理を施すことにより、平均結晶粒径は約
ダoo pwi、 、 (ioo> 1111集積度は
90襲以上となって、保磁力Ha 、透磁力μとも大幅
に改善された。
さらに上記の焼鈍処理後軽圧延を施して焼鈍することに
より、保磁力、透磁率のより一層の改善が達成された。
より、保磁力、透磁率のより一層の改善が達成された。
そしていずれの試料においてもxooooガウス以上の
高い磁束密度が得られて1ψる。
高い磁束密度が得られて1ψる。
以上述べたようにこの発明によれば、si f:OJ〜
4!襲含有するけい素鋼薄帯の製造において従来の如く
圧延と熱処理との煩雑な繰返し工程を行う必要なしに溶
融体から容易に薄帯化することができ、また得られたけ
い素鋼薄帯はその高い磁束密度を保持した11保磁力、
透磁率などの軟磁気特□性の格段の向上が達成でき、電
気機器の鉄心など・に用いて、その小型化さらには製造
コストの低減に役立つ。
4!襲含有するけい素鋼薄帯の製造において従来の如く
圧延と熱処理との煩雑な繰返し工程を行う必要なしに溶
融体から容易に薄帯化することができ、また得られたけ
い素鋼薄帯はその高い磁束密度を保持した11保磁力、
透磁率などの軟磁気特□性の格段の向上が達成でき、電
気機器の鉄心など・に用いて、その小型化さらには製造
コストの低減に役立つ。
第1図albおよびCはいずれも薄帯化要領の説明図、
第λ図a+bはけい素置有量と飽和磁束密度および保磁
力との関係を示したグラフ、第3図は焼鈍温度と結晶粒
径との関係を種々の焼鈍雰囲気について示したグラフ、
jl!V図は結晶粒径と保磁力および(100)面集積
度との関係を示したグラフである。 特許出願人 津 屋 昇 第1図 (a) (b) (C) 第2図 (a) (b)
第λ図a+bはけい素置有量と飽和磁束密度および保磁
力との関係を示したグラフ、第3図は焼鈍温度と結晶粒
径との関係を種々の焼鈍雰囲気について示したグラフ、
jl!V図は結晶粒径と保磁力および(100)面集積
度との関係を示したグラフである。 特許出願人 津 屋 昇 第1図 (a) (b) (C) 第2図 (a) (b)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 L けい素をO,j〜ダ重量襲含有し、残部実質的に鉄
の組成になるけい素鋼の薄帯であって、該薄帯の結晶粒
が薄帯の表裏面にわたって貫通した柱状組織を有し、か
つ薄帯表面に平行となる(ivy)結晶面の集積度がj
o噂以上であるけい素鋼薄帯。 2 けい素を0.1−f重量襲含有し、かつ副成分とし
てコ重量襲以下のアルミニウム、−重量煽以下のマンガ
ン、10重量憾以下のコバルトおよび!重量襲以下のニ
ッケルのうちから選ばれる一種または二種以上を含み、
残部実質的に鉄の組成になるけい素鋼の薄帯であって、
該薄帯の結晶粒が薄帯の表裏面にわたって貫通した柱状
組織を有し、かつ薄帯表面に平行となる(100)結晶
面の集積度がsθ%以上であるけい素鋼薄帯。 & けい素なO0!〜1重量搭の範囲で含有するけい素
鋼の溶融体を、冷却面が高速で更新移動する冷却体上に
連続的に供給し、急冷凝固・させて薄帯化し、ついで得
られた薄帯に700〜14IOθ℃の範囲の温度で焼鈍
を施して結晶粒を0.0l−3ORに成長させることを
特徴とするけい素!I#帯の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP56177033A JPS5881951A (ja) | 1981-11-06 | 1981-11-06 | けい素鋼薄帯およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP56177033A JPS5881951A (ja) | 1981-11-06 | 1981-11-06 | けい素鋼薄帯およびその製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5881951A true JPS5881951A (ja) | 1983-05-17 |
Family
ID=16023968
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP56177033A Pending JPS5881951A (ja) | 1981-11-06 | 1981-11-06 | けい素鋼薄帯およびその製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5881951A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6141719A (ja) * | 1984-08-03 | 1986-02-28 | Kawasaki Steel Corp | 放電灯安定器用の高けい素鋼急冷薄帯の製造方法 |
JPH02267246A (ja) * | 1989-04-05 | 1990-11-01 | Nkk Corp | 優れた鉄損特性を有する高珪素鋼板およびその製造方法 |
WO2008050597A1 (fr) * | 2006-10-23 | 2008-05-02 | Nippon Steel Corporation | Procédé de fabrication de tôle magnétique non orientée présentant d'excellentes propriétés magnétiques |
-
1981
- 1981-11-06 JP JP56177033A patent/JPS5881951A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6141719A (ja) * | 1984-08-03 | 1986-02-28 | Kawasaki Steel Corp | 放電灯安定器用の高けい素鋼急冷薄帯の製造方法 |
JPH02267246A (ja) * | 1989-04-05 | 1990-11-01 | Nkk Corp | 優れた鉄損特性を有する高珪素鋼板およびその製造方法 |
WO2008050597A1 (fr) * | 2006-10-23 | 2008-05-02 | Nippon Steel Corporation | Procédé de fabrication de tôle magnétique non orientée présentant d'excellentes propriétés magnétiques |
JP2008132534A (ja) * | 2006-10-23 | 2008-06-12 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP4648910B2 (ja) * | 2006-10-23 | 2011-03-09 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
US8052811B2 (en) | 2006-10-23 | 2011-11-08 | Nippon Steel Corporation | Method of producing non-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties |
EP2078572A4 (en) * | 2006-10-23 | 2016-03-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | METHOD FOR PRODUCING A NON-ALIGNED ELECTROBLECH WITH EXCELLENT MAGNETIC PROPERTIES |
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