JPS5915966B2 - 磁気特性の優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は磁気特性のすぐれた無方向性珪素鋼板の製造方
法に関する。

−０無方向性珪素鋼板の高級グレードは、一般に大型回
転機等の電気機器材料として広く使用されＪＩＳ規格で
表される５９、５１０等が最高グレードとして使用され
ている。

近年に至ク電気業界より更に鉄損値の低い素材の要求が
強く、鉄鋼メ１５−カーにおいても５８相当又はそれ以
上の素材の開発に努力が払われている。本発明はかゝる
要請にこたえる為に５７〜５８相当の低い鉄損値を有す
る無方向性最高級グレードの製造法を提供するものであ
る。

フ０一般に無方向性珪素銅板に要求される磁気特性とし
ては鉄損値のＷＩＯ１５Ｏ、Ｗ１５１５０の値、磁束密
度についてはＢ５０の値であるが、特に大型回転機用と
してはＷ１５１５０のような高磁場鉄損の低いことが要
求される。

ク５ 無方向性珪素鋼板の製造法は一般に一次再結晶に
より鉄損値を向上する方法がとられているが。

前記高磁場特性の要求に対しては更に内部酸化物。窒化
物等不純物の地鉄中生成を極力防止する必要がある為、
有害となるＣ３Ｎ、Ｓ、Ｏ等は製鋼の３０段階から極力
少くすることが必要である。又結晶粒の粗大化を図る為
、地鉄中に有害となるＡＩＮ、ＭｎＳ等の微小介在物も
極力少くする必要がある。又製造工程については熱延板
焼鈍を含む一段冷ゴ５ 延や中間焼鈍をはさむ２段冷延
、或いは熱延板を酸洗した後中間焼鈍をはさむ２段冷延
法が一般に行われている。

しかしか＼る製造工程でも製品厚みでの最終再結晶焼鈍
を従来の様にハイグレードになるに従い焼鈍温度を高め
る丈ではＳ９又はＳｌＯの鉄損値を得る迄が限界であり
、それ以上の鉄損値改善は容易に望めなかつた。

その理由は従来の焼鈍法は各グレードの鉄損値に対応す
る結晶粒の大きさに再結晶させる為、グレードに応じ焼
鈍温度を高めているがＳ９，ｌＯ以上の高級グレードに
ついてはより大きな結晶粒とするため極めて高温の焼鈍
温度となる為。

厚み方向中間部の結晶粒の粗大化は出来るが、表面層直
下に微細な窒化物を作り易く、その結果として表面層直
下は整粒となりにく＼細粒が残る為６鉄損値の向上が望
めなかつた。本発明者らはこのような状況をふまえ、最
終再結晶焼鈍の条件について多くの実験を試みた結果、
或る条件の組合せによつて前記した弊害を解消できるこ
とを見出した。

即ち．本発明の要旨はＣ：０．０１０％以下、Ｓｉ：４
．０（Ｆ６以下，Ａｌ：１．０％以下を含むあるいはこ
れに加えてＳ：０．００３％以下．Ｏ：０．００３（ｆ
ｌ）以下、Ｎ：０．００３％以下を含む無方向ｌ珪素鋼
板用スラプを６通常の工程で製品厚みとなる鋼帯とし．
この鋼帯を非酸化性雰囲気中にて短時間再結晶焼鈍を行
なうに際し、前段を８５０〜１０００℃の温度範囲で、
後段を１０００〜１１００℃の温度範囲とする段階均熱
を行なうことを特徴とする磁気特性のすぐれた無方向性
珪素鋼板の製造方法にあリ．また前記短時間再結晶焼鈍
の時間は５分以内で、前段温度範囲内が３０秒〜４分、
後段の温度範囲が１分以内とする短時間再結晶焼鈍とす
る磁気特性のすぐれた無方向性珪素鋼板の製造方法にあ
る。

これによつてＳ７〜Ｓ８級の高級な無方向性珪素鋼板を
安定して製造することができる。

以下本発明を詳細に説明する。

本発明者らは最終再結晶焼鈍の温度条件と鉄損の関係を
詳細に調査した。

即ち非酸化性雰囲気例えば露点の低いアンモニア分解ガ
ス中で各温度に一定時間保持した場合に、鉄損の値がど
のように変化するかを検討した。第１図にその結果を示
す。第１図はＣ：０．００３０％６Ｓｉ：３％、Ａｌ：
０．６％．Ｓ，Ｎをそれぞれ０．００３０％以下を含む
０．３５７！Ｌｍ厚の冷延板を、第２図の焼鈍サイクル
で８５０〜１１００℃の各温度に保持した。第１図イは
高磁場での鉄損Ｗｌ５／５０を示しているが、カーブＡ
（第２図の焼鈍サイクルａ）は高温部（１１００℃）よ
り低温１１１１（１０００℃近辺）に最低点があう、更
に低温側になると急激に劣化する傾向をしめしている。
カーブＡは従来法で均熱時間２分（後段均熱なし）の鉄
損値、カーブＢは本発明で前段均熱時間１分、後段均熱
１０７５℃×０．２分の鉄損値であるＯ一方第１図口に
示す低磁場の鉄損ＷｌＯ／５０は、カーブＡでは１０７
５℃前後に最低点があｌ）１これより低温側は前記高磁
場と同様に劣化の傾向がある。

またこれら高、低磁場での最低鉄損値（最良鉄損値）は
異つた温度領域にあり、両者の最良鉄損値を温度条件で
得ることができない。しかもこれらの場合の最良鉄損値
はＳ−９程度止まりしか得られない。これらの原因を検
討すべく本発明者らは前記焼鈍済の鋼板、即ち低磁場で
最良鉄損値を示した１０７５℃均熱の結晶粒及び表面状
況を調査した結果．第３図が得られた。

第３図イ及び第４図イはＥＰＭＡ線分析による地鉄中の
Ｎ及びＡ１（ＡｌＮ）の分析結果であり，第３図口及び
第４図口は板厚方向の再結晶粒（１００倍拡大）を示す
ものである。

第３図は焼鈍温度１０７５℃×２分６第４図は焼鈍温度
前段９２５℃×１分十後段１０７５℃×０．２分であつ
た。

これらの結果から２鋼板表面直下部にＡｌ，Ｎが著るし
く濃く存在しているとともに、細粒が残つていることが
わかる。

このように鋼板内部は．高温焼鈍によつて結晶粒が成長
するにも拘らず２表面層部に好ましくない不純生成物が
残り十分な結晶の成長を阻害することを見出した。

本発明者らはこの原因が不純生成物を形成する高温長時
間の均熱にあるとの知見にもとずき、不純生成物ができ
やすい高温飼？鈍をできるだけ避け，低温側での焼鈍を
主体にすべく、高温均熱を比較的短時間にし．かつ低温
均熱との組合せの短時間再結晶焼鈍サイクルを検討した
。

その結果高磁場、低磁場両方の場合に共通した低温域で
の均熱が低鉄損を得るために有効であることを確認でき
た。

即ち第１図イ，口のカーブＢに示す通ジ第２図の前段低
温，後段高温の段階均熱焼鈍サイクルｂ（前段均熱各温
度で１分、後段均熱１０７５℃ＸＯ．２分）の採用によ
り、特！Ｃ前段均熱を低温域即ち８５０〜１０００℃の
範囲、好ましくは８７５〜９７５℃の範囲の均熱によつ
て前記カープＡの最良鉄損値より１グレード以上鉄損が
向上し、Ｓー７〜Ｓ−８クラスのものが得られた。

また第４図に示すように前段９２５℃、後段１０７５℃
の段階均熱再結晶焼鈍した本発明法の製品は、Ａｌ，Ｎ
＜７）ＥＰＭＡ線分析結果から明白なように地鉄中表面
の量は少なく、不純生成物が第３図に比較し極めて少な
いことがうかがわれ６また鋼板表面直下に細粒の再結晶
粒は見当らない。

このように最終再結晶焼鈍を前段低温均熱一後段高温均
熱再結晶焼鈍サイクルとすることにより，Ｓ８以上の低
い鉄損値をもつ磁気物性のすぐれた無方向性珪素鋼板が
製造できることが判つた。次に本発明の鋼成分について
述べる。Ｃは磁気時効性の点から少ないことが好ましく
、製鋼工程で低減するか．．あるいは途中の工程例えば
熱延板の焼鈍あるいは中間厚みでの焼鈍によつて脱炭処
理するが＆０．０１０％以上になると脱炭効率が悪くな
り、しかも脱炭雰囲気中で地金の酸化が生じるので上限
を０．０１０％とする。

磁気時効性の点から好ましい含有量は０．００３％以下
である。Ｓｉは固有抵抗を高めて鉄損を向上させるため
に必要な成分であるが６過度の含有は鋼を脆弱化し冷延
性が悪くなるので４．０％以下とする。

Ａｌは鋼の脱酸に必要であるとともに鉄損を向上させる
ために含有されるのであるが、含有量が高くなると鋼が
脆弱とな），作業性が悪くなるので１．０（１６以下と
する。それから後記する最終再結晶焼鈍を段階短時間再
結晶焼鈍とすることで，鉄損の低いものが製造されるが
、さらに磁気特性を高めるためＮ，Ｓ，Ｏをそれぞれ０
．００３０％以下とする。

Ｎ，Ｓ，Ｏともその含有量が多くなると不純物を生成し
再結晶粒を細粒とするので０．００３０％以下と規定す
るものである。なお鋼中不純物の凝集無害化のためにＲ
ＥＭ又はＣａ等を添加してもよい。

′） 本発明は上記の成分に調整された溶鋼を連続鋳造法によ
うスラブとされるか，あるいは造塊分塊法によりスラブ
とされる。

次いで通常の工程で熱間圧延される。

その後１段の冷間圧延により製品厚みとするか、中間焼
鈍をはさんで２段またはそれ以上の冷間圧延によ）製品
厚みとされる。

或は熱延板を焼鈍し、次いで１段の冷間圧延により製品
厚みとするか６中間焼鈍をはさんで２段またはそれ以上
の冷間圧延により製品厚みとされる。次に本発明の最終
再結晶焼鈍たる段階短時間再結晶焼鈍について述べる。

前段低温均熱温度は８５０℃より低温では所定の再結晶
が望めず鉄損が劣化、又１０００℃以上になると窒化物
、酸化物等不純生成物を作９易くなク磁性が劣化するの
で、８５０〜１０００℃とする。

一方後段高温均熱温度は１０００℃以下では再結晶粒が
小さくなり磁性の向上が難しくなり、又１１００℃以上
では不純生成物が鋼板表面下にできるようになるので１
０００〜１１００℃の温度範囲とする。

前段低温均熱の保持時間は０．５分以下では再結晶粒が
小となジ、また４分以上保持してもその効果は殆んどな
いので、保持時間は０．５分以上４分以下とする。

後段高温均熱の保持時間は長くなつても磁性向上の効果
は生じないので１分以下とする。

雰囲気を非酸化性雰囲気とするのは磁性に有害な酸化物
を鋼に生成させないためである。

また段階短時間再結晶焼鈍の時間を５分以内とするのは
６これ以上しても磁性向上が少ないためであも以上の段
階短時間再結晶焼鈍により高磁場、低磁場の両方での、
鉄損はともに低く，かつ同じ段階短時間再結晶焼鈍条件
にてＳ７〜Ｓ８クラスの磁気特性のすぐれたものが得ら
れる。

また従来法に比し高温に保持される時間は短かく、かつ
低温であるので、従来の高温焼鈍で問題が散見された表
面形状の劣化、ロールピツアツプ等による作業性劣化が
解消され．さらに省エネルギーにもなる。

また従来に訃いては．Ｓ７〜Ｓ８クラスの高グレードの
鋼板を製造するには中間焼鈍をはさんで２段またはそれ
以上の冷間圧延を要すると云われていたが．本発明法に
よると１段の冷間圧延により製造できる。

以下に本発明の実施例を示す。

実施例 １ Ｃ：０．００２５％．Ｓｉ：３．２０ｆ）、Ａｌ：０．
６１０％を含みＳ：０．００２０％，Ｎ：０００１５％
６０：０．００３％を含有する無方向性珪素鋼スラプを
加熱後熱延し．１．８Ｖ．厚みとした後、従来材囚では
Ｓ８相当（Ｗｌ５／５０く２．１５）は得られないが、
本発明材８では１回冷延工程でもＳ７に近いＳ８相当品
が得られた。

※９８０℃で２分間熱延板焼鈍を行い、酸洗後０．７度
の中間厚みとし、９８０℃で１分間中間焼鈍を行い、そ
のあと０．３５ラ厚に冷延した。

その冷延板をＨ２３Ｏ％露点−１５℃の連続焼鈍炉にお
いて．１０７５℃で２分間の従来法Ａと、８７５℃で１
分前段低温均熱に引続き１０７５℃で０．２分間の後段
高温均熱の本発明法（Ｂの２通りで焼鈍し．２５ｃｍエ
プスタインで磁性を測定し次の結果を得た。この結果従
来材（４）は高磁場鉄損はＳ８相当（Ｗｌ５／５０く２
．１５）とならず不安定であるが、本発明材８で鉄損値
Ｗｌ５／５０は大巾に改善され、Ｓ７規格に近いＳ８相
当の結果が安定して得られた。

実施例 ２ Ｃ：０．００２７％．Ｓｉ：３．２４％．Ａｌ：０．６
３０％を含む珪素鋼スラプを加熱し熱間圧延後．１８％
厚みの熱延コイルとした後、熱延板を９８０℃で２分間
焼鈍し酸洗を行つた後、０．３５ｒｒ）／Ｒｒｌの製品
厚みまで冷延した。

そのあとＨ２３Ｏ％ＤＰ−１０℃の雰囲気を有する連続
焼鈍炉で、１０７５℃で２分間の従米焼鈍法６と９２５
℃で１分の前段低温均熱後引続き１０７５℃で０．２分
の後段高温均熱の本発明焼鈍法（日の２通りで焼鈍を行
い．２５ｃｍエプスタィンで磁性を測定した結果を示す
。は従来材のＥＰＭＡ線分析図と再結晶組織図（×１０
０）、第４図は本発明材のＥＰＭＡ線分析図と再結晶組
織図（ＸｌＯＯ）を示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ａｌ
   ：１．０％以下を含む無方向性珪素鋼板用スラブを、通
   常の工程で製品厚みとなる鋼帯とし、この鋼帯を非酸化
   性雰囲気中で短時間再結晶焼鈍を行なうに際し、前段を
   ８５０〜１０００℃の温度範囲で後段を１０００〜１１
   ００℃の温度範囲とする段階均熱を施すことを特徴とす
   る磁気特性のすぐれた無方向性珪素鋼板の製造方法。 ２ 短時間再結晶焼鈍が５分以内である特許請求の範囲
   第１項記載の磁気特性のすぐれた無方向性珪素鋼板の製
   造方法。 ３ 短時間再結晶焼鈍における前段の温度範囲内が０．
   ５〜４分以内、後段の温度範囲が１分以内とする特許請
   求の範囲第１項記載の磁気特性のすぐれた無方向性珪素
   鋼板の製造方法。 ４ Ｃ：０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ａｌ：１
   ．０％以下で、Ｓ、Ｃ、Ｏ、Ｎの含有量がそれぞれ０．
   ００３０％以下の無方向性珪素鋼板用スラブを用いる特
   許請求の範囲第１項記載の磁気特性のすぐれた無方向性
   珪素鋼板の製造方法。