JPS5884923A - 高磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板の圧延方法 - 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】 本発明は鋼の製造工程における脆化現象にもとすく鋼板
の破断事故を回避しながら高透磁率、低鉄損値の最良の
磁気特性を得るだめの製造条件の最適化を実現したこと
を特徴とするものである。

珪素鋼の磁気特性は、第一義的に鋼板の集合組織すなわ
ち結晶の配向性によって支配され、とくに方向性珪素鋼
板においては、圧延方向と平行に珪素鉄単結晶の最容易
磁化方向である（　００１　）方向を並列させることに
より、優れた磁気特性が保証される。このような有利な
集合組織の形成は、二次再結晶現象を利用して達成され
るが、二次再結晶現象の成因の基本的要因は、既にそれ
に先立つ脱炭焼鈍および冷間圧延工程において決定され
、とくに冷間圧延における集合組織形成、いいかえれば
冷間圧延中の結晶のすべり変、形にもとづく方位回転と
その配向が重要であり、脱炭焼鈍工程における一次再結
晶組織に、二次再結晶の起源となる核を発生させる役割
を果す。

珪素鋼の特性の向上はまた珪素含有量を高めて電気抵抗
を増することにより、南板中に発生する渦流を低減し、
鉄損値を少・なくするという手段によっても実現できる
。

ところが鋼は珪素含有量の増加にともない脆化し、冷間
圧延における困難性が惹起する。珪素鋼の圧延における
脆化現象としては比較的温度の低い領域での双晶発生に
ともなう骨間破壊、比較的温度の高い領域での動的歪時
効にもとづく青熱脆性がある。

珪素鋼における骨間破壊の発生は、珪素量の増加および
変形温度の低下に著しく依存することはよく知られてい
るとおりである。したがって脆性破壊を防止しようとす
るならば、高温で圧延加〒を施せばよいことは容易に想
起できることである。

また従来技術として、たとえば特公昭４７−３９４４８
号公報に示されているようなＯａ　、　Ｍｇ、　Ｚｒ　
、　Ｔｉ　、ＶＷなどの合金元素の添加によシ脆化防止
を計る方法も提案されている。　　□　： しかし電磁鋼板とくに方向性電磁鋼板として使用さるべ
き珪素鋼においては、その製造性だけでなく、前述のよ
うに磁気特性の面においてこそ優れた特性を維持するこ
とが肝要であシ、集合組織制御を軸とした製造工程の設
計が優先しなくてはならない。そのような見地から例え
ば通常の冷間圧延工程を、圧延温度を高めていわゆる温
間圧延工程によって代替しようとする場合、その代替は
集合組織形成との関連で直ちに実現できるものではない
。

その状況は初期の高級珪素鋼板が４．５％程度の珪素を
含有する熱間圧延板として製造、供給されていたが、磁
気特性向上に対する要請の高まりに応じて、導火集合組
織制御を主眼とした冷延鋼板に置換され、それに従って
珪素含有量もほぼ３％を限度とする現状に維移してきた
事情に如実に示されている。

この点についてさらに冶金学的な説明を加えると次のよ
うになる。珪素鋼においては、圧延温度によって結晶の
すべり系の活動可能な系が変化し、温度が低くなるに１
−たがって活動可能な系が限定されてくる。珪素鋼にお
ける脆化機構とは、したかって活動可能なすベシ系が限
定されるこ・とにょシ、外部応力に追随して塑性変形を
進行させることができなくなシ、双晶変形を起し、つぃ
に骨間破壊に至るのである。

また一方では温度を高めて圧延することは結晶すべり系
の活動可能な系を増加させることでありそのことは圧延
中に起る結晶方位の回転を変化させ配向性を損ない、そ
のためにその後の脱炭焼鈍中の一次再結晶にできる集合
組織を変え、さらに二次再結晶を不完全にするか、また
はその優先方位を変化させて特性劣化をもたらす。

このような理由から、単純に温間圧延法を代替手段セし
て採用する訳にはいかないのである。温ｉ云　　　　　
　　　　温間圧延にょシ深絞り用極軟鋼板を製造する方
法に関するものであって、電磁材料用途とは全く異なる
優先方位を対象としておシ、本発明の目的とするとくに
高透磁率方向性電磁鋼板とは相客れない異質の方法であ
る。

また一方では温間圧延は、古くから鋼の青ハ脆性とよば
れる脆化現象を随伴する加工温度を経由するとしてタブ
−とされてきた方法でもある。

し九が、って技術課題としては、高透磁率特性を得るた
めの集合組織発達を第一義として、低鉄損を計るための
珪素含量を増加し、さらにそれにともなう骨間破壊と青
熱脆性による脆化を回避する高透磁率低鉄損電磁材料用
珪素ｍ板の製造法を開発することである。

本発明は、高透磁率方向性珪素鋼板の製造に関するもの
であシ、素材の基本鋼成分は、Ｓｉ　：　３．０〜５．
０％、Ｃ；０．０８５％以下、酸可溶性Ａｔ；０．０１
０〜０　、０’６５％を含む珪素鋼でちる。この珪素鋼
の連続鋳造法または分塊圧延法によって製造されたスラ
ブを熱間圧延し、熱延板を９５０〜１２００℃の温度範
囲で焼鈍後、急冷する工程に次いで施される最終厚みま
での圧延における最適条件を規定するものである。

先ず好ましい集合組織形成のために圧延における必要条
件の選択が重要である。集合組織の発達要件としては、
圧延中の結晶のすべり回転の制御が必要であることは容
易に想起される。ところが圧延中の結晶のすペシ回転に
ついては、単に推測の域を出るものではなく、より具体
的に好ましい集合組織の制御技術を確立するためには、
鏑の内部構造に関する詳細な調査が必要であり、とくに
本発明の技術課題解決の目的のために、電子顕微鏡を使
用した綿密な観察を進めた。

その結果、好ましい方向性を得るためには冷間圧延の状
態において、圧延中に発生した転位群が直線的な配列構
造を示すことが必要であるとの知見を得た。第１図［ａ
）、＋ｂ）に好ましい方向性をもたらす内部構造と、好
ましくない方向性に至る内部構造の相違を電子顕微鏡写
真によって示した。

すなわち第１図［ａ）はＯ：　０．０４％、Ｓｉ　４，
０％、酸可溶性Ａｔ：　０．０３％を含む素材を熱延し
２．３闇厚とし、この熱延板を１１５０℃で連続焼鈍後
急冷し、ニー。

２５０℃に加熱して歪速度８×１０　にて、第１回目の
冷間圧延を施した場合の内部構造を電子顕微鏡により撮
影したものであシ、圧延によって発生し九転位群は直線
的な配列構造を示している。（因みにこの素材について
、以下２５０℃において冷間圧延を続け、最終焼鈍を行
った製品での磁気特性は　ＢＢ　　　＝　　１．９４　
　（Ｗｌ）／？Ｆｌ”）　　、ｗ１７／ｓｏ＝　　１．
０６　　　（ｗ／Ｋｐ　　）であった。） 一方第１図（ｂｌは第１図（ａｌと同じ鋼板を、４５０
℃に加熱した場合の内部構造を示す電子顕微鏡写真であ
シ、転位配列の方向性はなく、好ましい磁気特性が得ら
れない。

このような好ましい内部構造を惹起する条件について、
鋼の一成鼻、−熱処理、圧延方法に関して広範囲に検討
したところ、本発明の素材鋼については、圧延前に被圧
延材を２００〜４００℃に加熱し、鋼材中の炭素を享分
に固溶状態にもち来たした後に、圧延した場合に、固溶
炭素が発生した転位の運動を妨げ、直線的に配列するこ
とが判明した。

加熱温度が４００℃以上になると、炭素は炭化物として
析出して、かえって転位の直線的配列構造を乱すことに
なる。またこの転位の運動の妨害が強化され、全面的に
動的時効が発生すると青熱脆性が生じ鋼は脆化し、圧延
中に飛板が破断するという事故につながる。

したがって次の要件として青熱脆性による脆化を防止す
るため、圧延中の青熱脆性の発生限界に′ついて条件の
設定を行った。この脆化現象は公知のごとく圧延温度だ
けでなく、圧延の歪速度が重要な支配因子である。本発
明鋼の素材についてそｑ成分、圧延条件について広範囲
に調査した結果圧延の歪速度をｙ　５ｅｃ−’とした場
合、脆化は２００℃〜４００℃の圧延温度範囲において
、Ｔ＝−’！００工ｏｇ　（１／ｙ）を限界として発生
することが明らかとなった。

また一方２００〜４００℃の範囲においても、Ｓｉ量に
よっては脆化のため圧延が不可能であり、その脆化温度
はＳｉ量をＸ　ｗｔ％とじた場合、Ｔ＝（Ｘ　−３，０
°’）２Ｘ　１００℃）に対応することが判明した。

ここでＳｉ量が５％を超えると、その脆化温度は４００
℃となり、上記の集合組織制御の効果は期待できないの
で本発明の圧延方法においてはＳｉ量の限界は５％とす
る。

また上式からも明らかなごとく、室温の冷間圧延におい
て脆化の危険は、Ｓｉ量３％以上において発生するが、
本発明特有の脆化防止と、集合組織制御の効果を組合せ
た圧延法を用いることにょシ、脆化が回避でき、優れた
磁気特性が得られるので、Ｓｉ量の下限は３％とした。

このようにして第１回目の圧延が成功すれば、以後は何
らの加熱を要することなく圧延が可能であり、好ましい
内部構造が保有、発達する。とくに圧延中に自然冷却が
起っても、第１回目の圧延において発生した転位が骨間
破壊の防止効果があるため何ら問題とならない。

また従来冷間圧延において、加工熱の発生により圧延温
度が上昇して、実質的に温間圧延となることはあるが、
本発明とは圧延前に加熱して圧延温度をＳｉ量、歪速度
にもとづ°いて制御していることにおいて、本質的に異
なるものである。さらに冷間圧延の工程において、圧延
のパス間に所定の温度範囲に保定する技術が公知である
が、本発明による圧延方法とは、上記と同じ理由（Ｃよ
シ本質的に異なるものである。

実施例　１ 第１表のごとき組成の珪素鋼を連続鋳造法によシスラブ
とし、熱延により２．３ｗｎ厚とし、この熱延板を１１
５０℃で連続焼鈍後急冷して、常温、１５０℃、３００
℃、４５０℃において、歪速度を１Ｏ−３ｓｅｃ−’と
して、第１回目の圧延を開始して冷間圧延し、これを８
５０℃で脱炭焼鈍後、１２００℃で最終焼鈍して成品と
した。

これらの圧延条件における脆化の有無および磁気特性の
良否、二次再結晶の不完余塵を第２表に示した。

第　　１　　表　　　　　　　　（ｗｔ　％。

木表からＢ８＜　１．９、Ｗ１７１５０　＜　１．１０
以上の高透磁率低鉄損一方向性珪素鋼板が、本発明によ
る製造方法によシ、圧延上のトラブルをともなうことな
く製造できることがわかる。

実施例　２ 実施例１における＠Ｂ％　Ｄについて第１回目の冷開田
延を２５０℃、３５０℃、４５０℃において歪速度２’
　、　２００．２０００　ｓｅ＋ｒ１として圧延した場
合の青熱脆化の程度を第３表に示した。

第　　３　　表

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）は本発明方法により圧延した電磁鋼板の内
部構造を示す電子顕微鏡写真、第１図（ｂ）は本発明方
法以外（４５０℃）に加熱した場合の電磁鋼板の内部構
造を示す電子顕微鏡写真である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. ｓｔ　：　３．０〜５．０　（ｗｔ）％、Ｏ：　０．０
   ８５％　以下、酸可溶性Ａｔ　Ｏ，０１０〜０．０６５
   ％を含む珪素鋼素材を熱延する工程、熱延板を９５０〜
   １２００　℃の温度範囲で焼鈍後急冷する工程、８１〜
   ９５％の強圧延によシ最終板厚にする工程、脱炭焼鈍工
   程、最終仕上焼鈍工程からなる高透磁率低鉄損値一方向
   性電磁鋼板の製造方法において、上記強圧延工程におけ
   る第１回目の圧延パスを下限としては２００℃以上であ
   シ、かつ当該鋼のＳｉ　　量（Ｘ　ｗｔ％）に依存して
   、ＴＬｒｃ）＝　（Ｘ　−３，０）２Ｘ　１００で与え
   られる温度、上限としては４００℃以下であシ、かつ当
   該圧唾の歪速度（ｙ　５ｅｃ−’）　　に依存して、Ｔ
   直）　＝　−２００Ｘ工ｏｇ　（ン）で与えられる温度
   範囲に加熱することによって圧延することを特徴とする
   高磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板の圧延方法。