JPS5931823A - 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS5931823A JPS5931823A JP14237782A JP14237782A JPS5931823A JP S5931823 A JPS5931823 A JP S5931823A JP 14237782 A JP14237782 A JP 14237782A JP 14237782 A JP14237782 A JP 14237782A JP S5931823 A JPS5931823 A JP S5931823A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- 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
- C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
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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
本発明ｔま磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法
に関する。 一方向性珪素鋼板は主として変圧器その他の電気機器の
鉄芯として使用され、要求はれる磁気特性としては励磁
特性、鉄損特性が良好であることが必要である。特に最
近は磁束密度の高１／）ことが要求され、その代表値と
して磁化力１０００Δ／ ｍにおける磁束密度Ｂ 、Ｏ
テスラが高い値である必要がある。また同時に磁束密度
の高いところでの鉄損値が低いことが要求され、これら
の両特性の改善によって変圧器等の電気機器の小型化が
ますオ−１有利となる、９２に最近では変圧器等から発
生する騒音の低いことも重要な特性とＬ７て認識をれ、
−−ノ５１ｉｉ戸′１．珪素岨板にｖ、［磁歪の低いこ
とも要求妬ｆｔ７）ようυこなっている。 −ツノ同性珪素鋼板υ」５通常Ｓｌ：２．ｏ〜４０％分
Ａむ低炭素鋼に微量のＳ、Ｓｅ、Ｓｈ等の結晶粒成１し
抑：ｔｉｌ１元素、いわゆるインヒビター生成元素を含
！ｔけ−て溶製した素桐ゲ熱間圧延［７た後、中間焼鈍
を挾む１回以上の冷間圧延により所定の板厚に什１−げ
１該冷延鋼板に脱炭を兼ねた１次再結晶焼金・１（ケ廁
゛シ、この脱炭鋼板の表面にへ４ＨＯ−＜主成分とジる
ｔａν、鈍分前剤を塗布した後、最終仕上焼鈍するＬ稈
をとることによって製造されている。すなわ！’ｉｔ
Ｉ （’に、 ２次の再結晶焼鈍によって２次再結
晶粒υｒミラー指数ｒ（１１０１（□−（ＪＯＩＩＪと
して表わをれる結晶方位、いわゆるゴス方位を有する結
晶わ７♀発達芒せるために、ゴス万位以外の方位をイ１
するＪ次Ｆｉ結晶粒の成長を効果的に抑制することが必
要とづルでいる。 かくの如く、ゴヌ方位集ｆｆｆ度の高い２次再結晶組織
全形成せ１７めるには、一般にＭｎＳ 、〜ＩｎＳｅ
＋ＡｔＮ等の微細析出分散相や粒界偏析全生成する元素
を適鼠に鋼中に含有せしめることが必要である。 この結晶粒成長抑制元素（以下抑制剤と称−ｔｚ））と
しては、微細析出分散相看−形成する元素とわ゛ｌ界偏
析元素を併用することが特に有効でパ・）す、ＩＩ６米
粒界偏析元素として、Ｓ 、 Ｓｅ 、 Ｔｅ 、 Ｓ
ｌ） 、 Ａｓ 。 Ｂｉ 、 Ｐｂ、 Ｓｎ、 Ｐ、 Ｎｌ 、 Ｃｕ、
Ｍｏ、 Ｗ、 Ｔｅ等を鋼中に含有せしめる方法が％特
公昭４９−６７３２゜ｌ持公昭５１−１３４６９ 、
Ｑ４？公昭５１−２９／＋９６゜ｌ特公昭５４−３２４
１２．特開昭５５−６４１．２゜特開昭５５−３４６３
３．１侍開閉５５−．８９４２８等に開示されている。 しかし本発明渚らの研究によると、」二記の元素はいず
れもゴス方位集積度の高い２次再結晶組織を発達させる
上で極めて有効であるが、その反面。 次に示す如き鋼板の表面欠陥を発生させるため。 実用上良好な製品を工業的規模で安定して歩留よく生産
することが著しく困難であることが明らかになった。す
なわちｔ （イ）不純物元素が粒界に偏析すると、熱延１稈におい
て引張応力が加わったときに粒界割れを発生１〜、この
割ノ１．が最終成品において線状の表面疵と庁る。 （１１）粒界偏析元素は表面濃化傾向が強いため脱炭焼
鈍におりる表面酸化層の生成、および仕上焼鈍過程での
前記酸化層と焼鈍分離剤との反応に悪影響金及ぼし最終
成品のフォルステライトのガラス質絶縁ネル膜が非常に
薄く、下地金属の結晶組織が児乏るいわゆるスパンダル
状態となったり、甘た斑点状にガラス質被膜が欠落して
全く存在しない部分が発生するいわゆるベアースボツ）
’ｌｒ−発生するか、更にガラス質被膜の色調の不均一
ないわゆる焼鈍模様等の被膜欠陥を発生する欠点がある
。 本発明の目的は、一方向性珪素鋼板製造における一ト記
従来の抑制剤による表面欠陥の発生全解消Ｌ、磁束密度
の高い一方向性珪素鋼板を安定して歩留よく生産する効
果的な製造方法を提供するにある。 本発明の要旨とするところは次の如くである。 すなわち１重揃−比にてＳｉ ： ２．０〜４０％ケ含
みかつＳ、Ｓｅ等の結晶粒成長抑制元素なＳ含有せｌ、
めた柑塊もしくは連ωＭ鋳片を熱間圧延、冷間圧延およ
び熱処理する王８ ｋ イ＊ Ｌ、て成る一方向性珪素
鋼板の製造方法において、前記鋼塊もしくは連鋳鋳片の
内層に前記結晶粒成長抑制元素ケ富化せしめる工程を有
することを特徴とする磁束密度の高い）一方向性珪素鋼
板の製造方法、である。 すなわちＳ、Ｓｅ等の抑制剤の鋼中の濃１．Ｋ ′ｌＫ
−素材の外層では低く、内層で高くした鋼塊もしくけ連
鋳鋳片を出発素椙として用いるものであって、内層富化
の方法は既に公知のいず）２の方法を用いてもよいが、
例えば下記の如き方法をとることができる。 （イ）鋳型中央に抑制剤濃度の高い鋳塊ケおきそ（７）
周囲に同種の抑制剤濃度の低い溶鋼を注入−ノ７る方法
。 （ロ）普通の造塊法または連続鋳造法におｌ／）で、当
初抑制剤濃度の低い溶鋼全注入して外層に凝固殻を形成
せしめ、内部が未だ溶融状但にある時機に抑制剤元素の
単体もしくはその化合物を金属薄板に１被覆したワイヤ
ー状成形体を中央部の溶鋼中に挿入ｊ〜で濃化／ｉ ｖ
形成する方法。 （ハ） 抑制剤濃度の低い珪素鋼の中空鋼内に抑制創製
＋１ｊの高い溶伊に注入する方法。 箸が効果的な方法、である。 次に累月の内層に富化せしむべき抑制剤についてＨ：
’ｔ’ｌに限定し々いが、従来公知のＳ 、 Ｓｅ 、
Ｔｅ。 Ａｓ、 Ｓｌ）、 Ｂｌ 、 Ｇｅ、 Ｓｎ、 Ｐｂ、
Ｃｕ、 Ｍｏ、 Ｗのうちから選ばｉｌ、た１種また
１−ｉ２種以上全添加することが好ましい。而して抑制
剤の添加量は合ｎ１の重管１比にて０．（１（１５〜０
１０％が好適である。これ口本発明者らの以下示す実験
より抑制剤含有風が＋１．００５％未満でｌｄ、１次再
結晶粒の成長を抑制して２次再結晶粒全ゴス方位に年債
させる効果が少く、峠だ逆Ｋ Ｏ，１０％を越して多く
なると抑制剤としての効果が飽和し、却って粒界偏析が
増し割り、その他の欠陥が多くなるからである。 次に上記抑ｆｉｌｌ剤元素を富化せしめるべき鋼塊もし
くは連部鋳片の内層の厚さは全厚に対し２０〜９０％と
すｚｌことが好ましい６その限定理由全本発明者らの次
に記載する実験結果７５−らＲＲ７１叫する。 本発明者らＵま、Ｃ：０．０３８％、Ｓｉ ： ３．０
２％、Ｍｎ＋０．０７％、Ｓ：０．０１５％Ｃ〕糸１成
を有−する珪素鋼鋳片を連続鋳造時ＶＣ，ｓｂ粉末を？
ｋＶ ４１４反で被覆成形したワイヤーを連鋳鋳型Ｌｙ
）ｒ１１央音１へσ）溶修中に挿入し、ＳｂおよびＣＩ
Ｊ ’ｉｃ鋳片１町層に富イヒし、た。 その際、ワイヤーの寸法と挿入速度を種々変ｇΣしてＳ
ｂ、Ｃｕｋ富化すべき内層σ）全ｊ甲に対−ｒる害１合
と、富化濃度のそり、それ異なる鋳片０り儂ｒｔａｔ
ＩＩ！造した。これらの鋳片を加熱後熱延して２．５ｍ
−繋σ）熱延鋼帯とし、こＪｔを中間焼鈍を挾イま２１
巨ｌσ）？令り瓜工穆によりＱ、３Ｑ＋＋＋＋ｇの最終
板厚とし、こＪｌ、 ［ＩＢ＞、炭を兼ねた１次再結晶
焼鈍を施し１次にＭｇＯスラ１）−を塗布乾燥後最終仕
上焼鈍を水素中でがαし成
に関する。 一方向性珪素鋼板は主として変圧器その他の電気機器の
鉄芯として使用され、要求はれる磁気特性としては励磁
特性、鉄損特性が良好であることが必要である。特に最
近は磁束密度の高１／）ことが要求され、その代表値と
して磁化力１０００Δ／ ｍにおける磁束密度Ｂ 、Ｏ
テスラが高い値である必要がある。また同時に磁束密度
の高いところでの鉄損値が低いことが要求され、これら
の両特性の改善によって変圧器等の電気機器の小型化が
ますオ−１有利となる、９２に最近では変圧器等から発
生する騒音の低いことも重要な特性とＬ７て認識をれ、
−−ノ５１ｉｉ戸′１．珪素岨板にｖ、［磁歪の低いこ
とも要求妬ｆｔ７）ようυこなっている。 −ツノ同性珪素鋼板υ」５通常Ｓｌ：２．ｏ〜４０％分
Ａむ低炭素鋼に微量のＳ、Ｓｅ、Ｓｈ等の結晶粒成１し
抑：ｔｉｌ１元素、いわゆるインヒビター生成元素を含
！ｔけ−て溶製した素桐ゲ熱間圧延［７た後、中間焼鈍
を挾む１回以上の冷間圧延により所定の板厚に什１−げ
１該冷延鋼板に脱炭を兼ねた１次再結晶焼金・１（ケ廁
゛シ、この脱炭鋼板の表面にへ４ＨＯ−＜主成分とジる
ｔａν、鈍分前剤を塗布した後、最終仕上焼鈍するＬ稈
をとることによって製造されている。すなわ！’ｉｔ
Ｉ （’に、 ２次の再結晶焼鈍によって２次再結
晶粒υｒミラー指数ｒ（１１０１（□−（ＪＯＩＩＪと
して表わをれる結晶方位、いわゆるゴス方位を有する結
晶わ７♀発達芒せるために、ゴス万位以外の方位をイ１
するＪ次Ｆｉ結晶粒の成長を効果的に抑制することが必
要とづルでいる。 かくの如く、ゴヌ方位集ｆｆｆ度の高い２次再結晶組織
全形成せ１７めるには、一般にＭｎＳ 、〜ＩｎＳｅ
＋ＡｔＮ等の微細析出分散相や粒界偏析全生成する元素
を適鼠に鋼中に含有せしめることが必要である。 この結晶粒成長抑制元素（以下抑制剤と称−ｔｚ））と
しては、微細析出分散相看−形成する元素とわ゛ｌ界偏
析元素を併用することが特に有効でパ・）す、ＩＩ６米
粒界偏析元素として、Ｓ 、 Ｓｅ 、 Ｔｅ 、 Ｓ
ｌ） 、 Ａｓ 。 Ｂｉ 、 Ｐｂ、 Ｓｎ、 Ｐ、 Ｎｌ 、 Ｃｕ、
Ｍｏ、 Ｗ、 Ｔｅ等を鋼中に含有せしめる方法が％特
公昭４９−６７３２゜ｌ持公昭５１−１３４６９ 、
Ｑ４？公昭５１−２９／＋９６゜ｌ特公昭５４−３２４
１２．特開昭５５−６４１．２゜特開昭５５−３４６３
３．１侍開閉５５−．８９４２８等に開示されている。 しかし本発明渚らの研究によると、」二記の元素はいず
れもゴス方位集積度の高い２次再結晶組織を発達させる
上で極めて有効であるが、その反面。 次に示す如き鋼板の表面欠陥を発生させるため。 実用上良好な製品を工業的規模で安定して歩留よく生産
することが著しく困難であることが明らかになった。す
なわちｔ （イ）不純物元素が粒界に偏析すると、熱延１稈におい
て引張応力が加わったときに粒界割れを発生１〜、この
割ノ１．が最終成品において線状の表面疵と庁る。 （１１）粒界偏析元素は表面濃化傾向が強いため脱炭焼
鈍におりる表面酸化層の生成、および仕上焼鈍過程での
前記酸化層と焼鈍分離剤との反応に悪影響金及ぼし最終
成品のフォルステライトのガラス質絶縁ネル膜が非常に
薄く、下地金属の結晶組織が児乏るいわゆるスパンダル
状態となったり、甘た斑点状にガラス質被膜が欠落して
全く存在しない部分が発生するいわゆるベアースボツ）
’ｌｒ−発生するか、更にガラス質被膜の色調の不均一
ないわゆる焼鈍模様等の被膜欠陥を発生する欠点がある
。 本発明の目的は、一方向性珪素鋼板製造における一ト記
従来の抑制剤による表面欠陥の発生全解消Ｌ、磁束密度
の高い一方向性珪素鋼板を安定して歩留よく生産する効
果的な製造方法を提供するにある。 本発明の要旨とするところは次の如くである。 すなわち１重揃−比にてＳｉ ： ２．０〜４０％ケ含
みかつＳ、Ｓｅ等の結晶粒成長抑制元素なＳ含有せｌ、
めた柑塊もしくは連ωＭ鋳片を熱間圧延、冷間圧延およ
び熱処理する王８ ｋ イ＊ Ｌ、て成る一方向性珪素
鋼板の製造方法において、前記鋼塊もしくは連鋳鋳片の
内層に前記結晶粒成長抑制元素ケ富化せしめる工程を有
することを特徴とする磁束密度の高い）一方向性珪素鋼
板の製造方法、である。 すなわちＳ、Ｓｅ等の抑制剤の鋼中の濃１．Ｋ ′ｌＫ
−素材の外層では低く、内層で高くした鋼塊もしくけ連
鋳鋳片を出発素椙として用いるものであって、内層富化
の方法は既に公知のいず）２の方法を用いてもよいが、
例えば下記の如き方法をとることができる。 （イ）鋳型中央に抑制剤濃度の高い鋳塊ケおきそ（７）
周囲に同種の抑制剤濃度の低い溶鋼を注入−ノ７る方法
。 （ロ）普通の造塊法または連続鋳造法におｌ／）で、当
初抑制剤濃度の低い溶鋼全注入して外層に凝固殻を形成
せしめ、内部が未だ溶融状但にある時機に抑制剤元素の
単体もしくはその化合物を金属薄板に１被覆したワイヤ
ー状成形体を中央部の溶鋼中に挿入ｊ〜で濃化／ｉ ｖ
形成する方法。 （ハ） 抑制剤濃度の低い珪素鋼の中空鋼内に抑制創製
＋１ｊの高い溶伊に注入する方法。 箸が効果的な方法、である。 次に累月の内層に富化せしむべき抑制剤についてＨ：
’ｔ’ｌに限定し々いが、従来公知のＳ 、 Ｓｅ 、
Ｔｅ。 Ａｓ、 Ｓｌ）、 Ｂｌ 、 Ｇｅ、 Ｓｎ、 Ｐｂ、
Ｃｕ、 Ｍｏ、 Ｗのうちから選ばｉｌ、た１種また
１−ｉ２種以上全添加することが好ましい。而して抑制
剤の添加量は合ｎ１の重管１比にて０．（１（１５〜０
１０％が好適である。これ口本発明者らの以下示す実験
より抑制剤含有風が＋１．００５％未満でｌｄ、１次再
結晶粒の成長を抑制して２次再結晶粒全ゴス方位に年債
させる効果が少く、峠だ逆Ｋ Ｏ，１０％を越して多く
なると抑制剤としての効果が飽和し、却って粒界偏析が
増し割り、その他の欠陥が多くなるからである。 次に上記抑ｆｉｌｌ剤元素を富化せしめるべき鋼塊もし
くは連部鋳片の内層の厚さは全厚に対し２０〜９０％と
すｚｌことが好ましい６その限定理由全本発明者らの次
に記載する実験結果７５−らＲＲ７１叫する。 本発明者らＵま、Ｃ：０．０３８％、Ｓｉ ： ３．０
２％、Ｍｎ＋０．０７％、Ｓ：０．０１５％Ｃ〕糸１成
を有−する珪素鋼鋳片を連続鋳造時ＶＣ，ｓｂ粉末を？
ｋＶ ４１４反で被覆成形したワイヤーを連鋳鋳型Ｌｙ
）ｒ１１央音１へσ）溶修中に挿入し、ＳｂおよびＣＩ
Ｊ ’ｉｃ鋳片１町層に富イヒし、た。 その際、ワイヤーの寸法と挿入速度を種々変ｇΣしてＳ
ｂ、Ｃｕｋ富化すべき内層σ）全ｊ甲に対−ｒる害１合
と、富化濃度のそり、それ異なる鋳片０り儂ｒｔａｔ
ＩＩ！造した。これらの鋳片を加熱後熱延して２．５ｍ
−繋σ）熱延鋼帯とし、こＪｔを中間焼鈍を挾イま２１
巨ｌσ）？令り瓜工穆によりＱ、３Ｑ＋＋＋＋ｇの最終
板厚とし、こＪｌ、 ［ＩＢ＞、炭を兼ねた１次再結晶
焼鈍を施し１次にＭｇＯスラ１）−を塗布乾燥後最終仕
上焼鈍を水素中でがαし成
【へ占とした。
第１図（イ）、（［カは抑制剤ｓｂおよびＣｕの１）１
層における富化濃度（Ｓｂ＋Ｃｕ）％力ｆｏ、０５〜０
．０７％の範囲にあるものについて、そわ、ぞｈ内層の
全Ｊ’Ｊ’−に対する割合と成品σ）磁束密度ＢＩＯと
σ）関係および表面欠陥発生率とσ）関係を示したもの
である。 同図より抑制剤８１） 、 ＣＬＩの富化内層の割合が
２０％以上になるど磁束密度ＢＩＯが著しく向」こする
が、９０％奮越えて過多と在ると表面欠陥発生率が急激
に増大することを示している。従って表面欠陥がほとん
どなく、シかも高いＢ１０値の成品を得るためには、抑
制剤富化内層のノヲ−Ｊ’に全厚に対し２０〜９０％の
範囲に限定すべきであることが判明した。 次に」二記実験による限定範囲内の（５ｂ４− Ｃｕ
）の富化内層の全厚に対する割合が４０〜６０％の場合
の内層の（Ｓｔ〕−１−Ｃｕ ） の平均富化濃度と
成品の＋３．ｏの値の関係全調査した結果ｔま第２図に
示すとおりである。第２図より明らかな如く、内層の富
化濃度（Ｓｂ −Ｌ Ｃｔ菫）％が０．００５％以上の
領域で成品の１３＋ｏ値が著しく高することが判明した
。この傾向１ｄ （Ｓｌ） −ｔ−Ｃｕ ）％が０．ｌ
θ％ケ越えても変ら万いが、￥Ａ化元素の粒界偏析が過
大になると。 熱間卦よび冷間圧延において破断し易くなると共に効果
もｌ！１． ？！ｉ：飽オ１１状態で原料費の増加金来
たし不利となるので０．１．０％を上限とすべきである
。 上記は抑制剤として（Ｓｂ −ｆ−Ｃｕ ） ｋ使用し
た場合について記載したが、この関係はその他σ）抑制
剤Ｓ 、Ｓｅ Ｉ Ｔｅ ＋ Ａｓ ＋ Ｂ＋ ＋ Ｇ
ｅ ＋ Ｓｎ ＋ Ｍｏ ＋ Ｗおよび上記Ｓｂ、Ｃｕ
のうちから選ばれたｌ揮せたけ２種以上全使用する場合
についても同様であることを確認した。 従って、上記の各抑制剤について七σ目君（または２種
以上を富化せしめる内層の厚さはｆ飾塊もしくは連鋳鋳
塊の全厚の２０〜９０％の場合が最も好適であり、寸た
抑制剤の富化濃度は合唱σ）重Ｍ比で０００５〜０．１
０％の場合に磁束密度Ｌ３＋ｏ ７５玉高い値全示ずこ
とが判明した。 第３図い）は内層が鋼塊全厚に対［７て４（）％である
場合に上記抑制剤（Ｓｌ）＋Ｃｕ）を０．０６％富化し
た一方向性珪素鋼板の脱炭焼鈍後σ）断面結晶組織であ
ってＩｔ Ｋて示す領域は富化領域であって結晶粒は微
細化享れている。寸た。第３図（Ｂ）ｉｌＳＬｌＳ法に
よる同一組成の脱炭焼鈍後の珪素鋼板−ＣＲ＞って、結
晶粒は内外層ともほぼ均一である。 上記の如く第３図い）にて示される本発明鋼ｖ；１゜表
層から発生ｌまたゴス方位の２次再結晶核が容易ｆ成長
−Ｊることができ、成品Ｂ１０値の著しい向上がもたら
されたものと推察きれる。 実施例１ （： ： ０．０ ５ ２ ％、Ｓｉ：３．０３
％、 Ｍｎ ： ０．（１６％、Ｓ’Ｏ，（
ｌＱ５％ケ含イ１し残部は実質的にＦｅである珪素鋼の
溶鋼を多数の鋳型に注入し、凝固殻が鋳型短辺の３０％
の厚さになった時点で、Ｓｂ単独、５ｂ−Ｉ３ｉ、 Ｔ
ｅ −Ｓｎ、 Ｓｅ −Ｐｂ、 ’Ｌ’ｅ−Ｍｏ。 Ｓ −Ａｓの組合せの各抽伸制剤元素をそｆｑ、ぞれ単
Ｘ’ｈ ｆｃ （１，ｌ ｆｉ 朋厚の鉄板で被覆成形
した２０ｍφの＋、フイヤーを鋳型中心線に添って挿入
した。一方従来法により同一鋼種の無富化の鋼塊全作り
、両者ゲ同−東件で分塊圧延して２０ （ｌ 調厚のス
ラブとし、１３５０ ℃で５時間加熱後３朋Ｊ、’Ｊ、
Ｋ熱延した。 この熱延鋼帯を１０００℃Ｘ ］ ｍｌｎの中間焼鈍を
挾む２回冷延法により０３５脳の最終板厚とし。 Ｃの冷延銀板ケＲ５０’ＣＸ ３ ｍｉｎ湿水素中で１
次１１１結品と脱炭のための焼鈍を行ない、該脱炭鋼板
ｔτＭｇＯスラリーを塗イ１】乾燥した後、８５００Ｘ
３ Ｑ ｈｒ続いて１２００℃Ｘ Ｉ Ｑ ｈｒの最
終仕」二焼鈍を水マ 素中で施し婁成品とした。 各供試料による成品の富化元素側濃度と成品の磁気特性
は第１表に示すとおりである。 第１表 第１表より明らか方如く１本発明法によＺ）各供試材成
品は従来法による無富化の成品に比し磁束密度ＢＩＯが
はるかに高く、鉄損値Ｗ＋Ｖｉｏ も低いこと金示し
ている。なお１本発明法による各成品の表面欠陥発生率
はいずれも５％以下であった。 実施例２ Ｃ！ ０． （１５０％、Ｓｉ＋２．９５％、Ｍｎ＋０
．０７％、Ｓｅ ！ （１，０１，５％、Ｓｂ！０．０
２０％を含有し残部トま実質的にＦｅである珪素鋼の溶
鋼を連続鋳造Ｋ 、ｊ：す２３０ｆｌ厚のスラブとした
。その際一部の一゛スラブに呵し０２闘厚の銅板でＳｌ
）およびＧｅ粉末全被覆成形したワイヤー全連鋳鋳型内
に挿入ｌ−７゜本発明法によりスラブ内層にＳｂ丸・よ
びＧｅ ｆ富化り、従来法υこよる富化処理しないスラ
ブトノ磁気特性の比較試験全行った。すなわち２両者の
スラブとも同−条ｆ１で先ず１．３５０ ℃で５時間加
熱後１．８Ｐ斤に４ｆ１−間圧延した。この熱延鋼幇を
１０５Ｏｒ） ｘ ｌ ｍｉｎ Ｊ％後１回の冷延によ
りＯ，：３５ ｍｍの最Ｘ冬厚と；−２，と（いてこの
冷延鋼帯を湿水素中で８５０℃：・３０山１脱炭を兼ね
た１次再結晶焼Ｘｉを施した。 この脱炭鋼板にＭｇＯスラリーを塗布乾燥後１５℃／ｈ
ｒの列部速度で昇温し１２００℃Ｘ １０ ｈｒ水累中
で最終仕上焼鈍を施して成品とした。 各供試料成品の磁気特性は＠２表に示すとおりである。 第 ２ 表 第２表より明らか外とおり、本発明法により内層にＳｂ
、 Ｇｅを富化（７た成品は従来法妬よる無富化成品
に比し著しく高いＢ１０値を示［２１かつ’Ａ’ｎｌｓ
。 値も低いことを示している。な卦、本発明成品には表面
欠陥が皆無であった。 実施例３ ＣｊＯ，ｎ４４％、Ｓｔ；３．１５％、Ｍｎ ： ０．
０８％、Ｓ：０．００ ５ ％、 Ｓｅ ： ０
．（１３５％ 、 Ｓ）） ：０、 （１’ ６
（１％、 Ｍｏ ： ０．（１１５％を含有し、残部は
実質的ＶＣＦｅである第１の珪素鋼の溶鋼を普通の造塊
法により４本の鋼塊とした。うち３本の鋼塊については
機械加工によシ短辺ゲ元＝Ｊ゛法のそれぞれ７０％、５
０％、３（）％と［７た後、鋳型中央部に設置し、その
周囲に抑制剤元素量合計の低い第２の珪素鋼溶＠を注入
し鋳包み鋼塊を製造した。 第２の溶倖成分￥：ｔＣ！ ０．０４６％％ ＳＩ Ｉ
２．９８％。 Ｍｎ ｉ （１，０５％ 、Ｓ！（’１．００３
％ 、 Ｓｅ ！ ０．００５％であった。 第１の珪素鋼鋼塊Ａ１および第１珪素鋼鋼塊を中心に第
２珪素鋼溶鋼にて鋳包んだそｆＬぞれの鋼塊Ａ２．扁３
．屋４を同一条件で分塊圧延により２ （１（ｌ ｍｍ
ｍススラブし、１．３５０ ℃Ｘ ５ ｈｒの加熱後３
調厚に熱延した。この熱延鋼帯ｔｉｏｏｏ℃Ｘ１ｍ１ｎ
σ）中間焼鈍を挾む冷延２回法によｔ） ０．３０間の
最終板Ｊすに仕上げた。この冷延鋼帯を８５０℃Ｘ ３
ｍｉｎ湿水素中で脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し
た後、 ＭｇＯの焼鈍分離剤を塗布した後１８５（１℃
Ｘ ５０ ｂｒ Ｌ−よび１２００℃Ｘ １０ ｈｒ水
素中で最終伺上焼鈍を施し成品どｌまた。供試利屋１お
、Ｌび倶試月Ａ２〜Ｉｋ ４の内層の抑制剤の合Ｉｆ）
ｌＲ４：１．’ ０．１１５％であり、抑Ｒ１１ｌ剤含
有量が極めて多く合ｉｔ ＩＦで０．１０％奮越すもの
であり、供試利屋２〜ノに４の外層の抑制剤合Ｆｉｔ量
は０．００８％である。名供試Ａｊ３成品の磁気特性お
よび表面欠陥発生率は第３表に示すと」？すである。 第３表 第３表より明らかなとおり、鋳包み法によって抑制剤を
内層に富化した本発明法による供試利屋２．３．４によ
る成品は表面欠陥がｆ保、どんどなく。 磁束密度ＢＩＯも極めて高い。一方、金体に抑制剤の多
い従来法による供試材扁ｌｄ成品の１３．。値は高いも
のの１表面欠陥が８５％とルだ多く商品価値がなく、抑
制剤の添加上限’ｔ ０．１ （１％と−すべきことを
実証している。 −に記者実施例より明らか庁如く、本発明による一方向
性珪素鋼板の製造方法は、結晶粒成長抑制元素を内層に
富化せしめた珪素鋼素材よシ出発；−たので、従来の硅
素鋼板に多発していたー＼げ疵、スバ、／グル、ベアー
スポット、ガラス質被膜の焼鈍模様等のｈ種表面欠陥が
ほとＸ７どなく、しかも伜めｒ高い磁束密度と低い鉄損
値ケ（ＲＭ保することができ、実用上すぐ〕１．たａｎ
磁気特性表面性状を有ゴｌ）−・／ｊ同性珪素鋼扱を安
定して歩留よく製造するこ、トができた。
層における富化濃度（Ｓｂ＋Ｃｕ）％力ｆｏ、０５〜０
．０７％の範囲にあるものについて、そわ、ぞｈ内層の
全Ｊ’Ｊ’−に対する割合と成品σ）磁束密度ＢＩＯと
σ）関係および表面欠陥発生率とσ）関係を示したもの
である。 同図より抑制剤８１） 、 ＣＬＩの富化内層の割合が
２０％以上になるど磁束密度ＢＩＯが著しく向」こする
が、９０％奮越えて過多と在ると表面欠陥発生率が急激
に増大することを示している。従って表面欠陥がほとん
どなく、シかも高いＢ１０値の成品を得るためには、抑
制剤富化内層のノヲ−Ｊ’に全厚に対し２０〜９０％の
範囲に限定すべきであることが判明した。 次に」二記実験による限定範囲内の（５ｂ４− Ｃｕ
）の富化内層の全厚に対する割合が４０〜６０％の場合
の内層の（Ｓｔ〕−１−Ｃｕ ） の平均富化濃度と
成品の＋３．ｏの値の関係全調査した結果ｔま第２図に
示すとおりである。第２図より明らかな如く、内層の富
化濃度（Ｓｂ −Ｌ Ｃｔ菫）％が０．００５％以上の
領域で成品の１３＋ｏ値が著しく高することが判明した
。この傾向１ｄ （Ｓｌ） −ｔ−Ｃｕ ）％が０．ｌ
θ％ケ越えても変ら万いが、￥Ａ化元素の粒界偏析が過
大になると。 熱間卦よび冷間圧延において破断し易くなると共に効果
もｌ！１． ？！ｉ：飽オ１１状態で原料費の増加金来
たし不利となるので０．１．０％を上限とすべきである
。 上記は抑制剤として（Ｓｂ −ｆ−Ｃｕ ） ｋ使用し
た場合について記載したが、この関係はその他σ）抑制
剤Ｓ 、Ｓｅ Ｉ Ｔｅ ＋ Ａｓ ＋ Ｂ＋ ＋ Ｇ
ｅ ＋ Ｓｎ ＋ Ｍｏ ＋ Ｗおよび上記Ｓｂ、Ｃｕ
のうちから選ばれたｌ揮せたけ２種以上全使用する場合
についても同様であることを確認した。 従って、上記の各抑制剤について七σ目君（または２種
以上を富化せしめる内層の厚さはｆ飾塊もしくは連鋳鋳
塊の全厚の２０〜９０％の場合が最も好適であり、寸た
抑制剤の富化濃度は合唱σ）重Ｍ比で０００５〜０．１
０％の場合に磁束密度Ｌ３＋ｏ ７５玉高い値全示ずこ
とが判明した。 第３図い）は内層が鋼塊全厚に対［７て４（）％である
場合に上記抑制剤（Ｓｌ）＋Ｃｕ）を０．０６％富化し
た一方向性珪素鋼板の脱炭焼鈍後σ）断面結晶組織であ
ってＩｔ Ｋて示す領域は富化領域であって結晶粒は微
細化享れている。寸た。第３図（Ｂ）ｉｌＳＬｌＳ法に
よる同一組成の脱炭焼鈍後の珪素鋼板−ＣＲ＞って、結
晶粒は内外層ともほぼ均一である。 上記の如く第３図い）にて示される本発明鋼ｖ；１゜表
層から発生ｌまたゴス方位の２次再結晶核が容易ｆ成長
−Ｊることができ、成品Ｂ１０値の著しい向上がもたら
されたものと推察きれる。 実施例１ （： ： ０．０ ５ ２ ％、Ｓｉ：３．０３
％、 Ｍｎ ： ０．（１６％、Ｓ’Ｏ，（
ｌＱ５％ケ含イ１し残部は実質的にＦｅである珪素鋼の
溶鋼を多数の鋳型に注入し、凝固殻が鋳型短辺の３０％
の厚さになった時点で、Ｓｂ単独、５ｂ−Ｉ３ｉ、 Ｔ
ｅ −Ｓｎ、 Ｓｅ −Ｐｂ、 ’Ｌ’ｅ−Ｍｏ。 Ｓ −Ａｓの組合せの各抽伸制剤元素をそｆｑ、ぞれ単
Ｘ’ｈ ｆｃ （１，ｌ ｆｉ 朋厚の鉄板で被覆成形
した２０ｍφの＋、フイヤーを鋳型中心線に添って挿入
した。一方従来法により同一鋼種の無富化の鋼塊全作り
、両者ゲ同−東件で分塊圧延して２０ （ｌ 調厚のス
ラブとし、１３５０ ℃で５時間加熱後３朋Ｊ、’Ｊ、
Ｋ熱延した。 この熱延鋼帯を１０００℃Ｘ ］ ｍｌｎの中間焼鈍を
挾む２回冷延法により０３５脳の最終板厚とし。 Ｃの冷延銀板ケＲ５０’ＣＸ ３ ｍｉｎ湿水素中で１
次１１１結品と脱炭のための焼鈍を行ない、該脱炭鋼板
ｔτＭｇＯスラリーを塗イ１】乾燥した後、８５００Ｘ
３ Ｑ ｈｒ続いて１２００℃Ｘ Ｉ Ｑ ｈｒの最
終仕」二焼鈍を水マ 素中で施し婁成品とした。 各供試料による成品の富化元素側濃度と成品の磁気特性
は第１表に示すとおりである。 第１表 第１表より明らか方如く１本発明法によＺ）各供試材成
品は従来法による無富化の成品に比し磁束密度ＢＩＯが
はるかに高く、鉄損値Ｗ＋Ｖｉｏ も低いこと金示し
ている。なお１本発明法による各成品の表面欠陥発生率
はいずれも５％以下であった。 実施例２ Ｃ！ ０． （１５０％、Ｓｉ＋２．９５％、Ｍｎ＋０
．０７％、Ｓｅ ！ （１，０１，５％、Ｓｂ！０．０
２０％を含有し残部トま実質的にＦｅである珪素鋼の溶
鋼を連続鋳造Ｋ 、ｊ：す２３０ｆｌ厚のスラブとした
。その際一部の一゛スラブに呵し０２闘厚の銅板でＳｌ
）およびＧｅ粉末全被覆成形したワイヤー全連鋳鋳型内
に挿入ｌ−７゜本発明法によりスラブ内層にＳｂ丸・よ
びＧｅ ｆ富化り、従来法υこよる富化処理しないスラ
ブトノ磁気特性の比較試験全行った。すなわち２両者の
スラブとも同−条ｆ１で先ず１．３５０ ℃で５時間加
熱後１．８Ｐ斤に４ｆ１−間圧延した。この熱延鋼幇を
１０５Ｏｒ） ｘ ｌ ｍｉｎ Ｊ％後１回の冷延によ
りＯ，：３５ ｍｍの最Ｘ冬厚と；−２，と（いてこの
冷延鋼帯を湿水素中で８５０℃：・３０山１脱炭を兼ね
た１次再結晶焼Ｘｉを施した。 この脱炭鋼板にＭｇＯスラリーを塗布乾燥後１５℃／ｈ
ｒの列部速度で昇温し１２００℃Ｘ １０ ｈｒ水累中
で最終仕上焼鈍を施して成品とした。 各供試料成品の磁気特性は＠２表に示すとおりである。 第 ２ 表 第２表より明らか外とおり、本発明法により内層にＳｂ
、 Ｇｅを富化（７た成品は従来法妬よる無富化成品
に比し著しく高いＢ１０値を示［２１かつ’Ａ’ｎｌｓ
。 値も低いことを示している。な卦、本発明成品には表面
欠陥が皆無であった。 実施例３ ＣｊＯ，ｎ４４％、Ｓｔ；３．１５％、Ｍｎ ： ０．
０８％、Ｓ：０．００ ５ ％、 Ｓｅ ： ０
．（１３５％ 、 Ｓ）） ：０、 （１’ ６
（１％、 Ｍｏ ： ０．（１１５％を含有し、残部は
実質的ＶＣＦｅである第１の珪素鋼の溶鋼を普通の造塊
法により４本の鋼塊とした。うち３本の鋼塊については
機械加工によシ短辺ゲ元＝Ｊ゛法のそれぞれ７０％、５
０％、３（）％と［７た後、鋳型中央部に設置し、その
周囲に抑制剤元素量合計の低い第２の珪素鋼溶＠を注入
し鋳包み鋼塊を製造した。 第２の溶倖成分￥：ｔＣ！ ０．０４６％％ ＳＩ Ｉ
２．９８％。 Ｍｎ ｉ （１，０５％ 、Ｓ！（’１．００３
％ 、 Ｓｅ ！ ０．００５％であった。 第１の珪素鋼鋼塊Ａ１および第１珪素鋼鋼塊を中心に第
２珪素鋼溶鋼にて鋳包んだそｆＬぞれの鋼塊Ａ２．扁３
．屋４を同一条件で分塊圧延により２ （１（ｌ ｍｍ
ｍススラブし、１．３５０ ℃Ｘ ５ ｈｒの加熱後３
調厚に熱延した。この熱延鋼帯ｔｉｏｏｏ℃Ｘ１ｍ１ｎ
σ）中間焼鈍を挾む冷延２回法によｔ） ０．３０間の
最終板Ｊすに仕上げた。この冷延鋼帯を８５０℃Ｘ ３
ｍｉｎ湿水素中で脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し
た後、 ＭｇＯの焼鈍分離剤を塗布した後１８５（１℃
Ｘ ５０ ｂｒ Ｌ−よび１２００℃Ｘ １０ ｈｒ水
素中で最終伺上焼鈍を施し成品どｌまた。供試利屋１お
、Ｌび倶試月Ａ２〜Ｉｋ ４の内層の抑制剤の合Ｉｆ）
ｌＲ４：１．’ ０．１１５％であり、抑Ｒ１１ｌ剤含
有量が極めて多く合ｉｔ ＩＦで０．１０％奮越すもの
であり、供試利屋２〜ノに４の外層の抑制剤合Ｆｉｔ量
は０．００８％である。名供試Ａｊ３成品の磁気特性お
よび表面欠陥発生率は第３表に示すと」？すである。 第３表 第３表より明らかなとおり、鋳包み法によって抑制剤を
内層に富化した本発明法による供試利屋２．３．４によ
る成品は表面欠陥がｆ保、どんどなく。 磁束密度ＢＩＯも極めて高い。一方、金体に抑制剤の多
い従来法による供試材扁ｌｄ成品の１３．。値は高いも
のの１表面欠陥が８５％とルだ多く商品価値がなく、抑
制剤の添加上限’ｔ ０．１ （１％と−すべきことを
実証している。 −に記者実施例より明らか庁如く、本発明による一方向
性珪素鋼板の製造方法は、結晶粒成長抑制元素を内層に
富化せしめた珪素鋼素材よシ出発；−たので、従来の硅
素鋼板に多発していたー＼げ疵、スバ、／グル、ベアー
スポット、ガラス質被膜の焼鈍模様等のｈ種表面欠陥が
ほとＸ７どなく、しかも伜めｒ高い磁束密度と低い鉄損
値ケ（ＲＭ保することができ、実用上すぐ〕１．たａｎ
磁気特性表面性状を有ゴｌ）−・／ｊ同性珪素鋼扱を安
定して歩留よく製造するこ、トができた。
旭１図（Ａ） 、 （Ｂ１１．１ぞｉｌ、ぞ）１． Ｓ
ｌ、） 、 ＣＬＩ ？富化した内層の全庁、（・て則
する割合と、磁束密度Ｂ＋ｏ （Ｔ）および−壱面欠陥
発生率窩）との関係奮示す相図、第２１；、１ ＆Ｊ内
層の（Ｓｂ −１，、−Ｃｏ ）の富化濃度（％）と成
品の磁束密ｆｐｉＴ’、、θ（１” ）との関係ｌ３示
す線図、第３図囚は本発明に」、る全ＪψＶＣ対１，４
（１％の内層＆こ抑制剤（５ｂ−ｔＣｕ ｌを自ＲＩ０
．０６％富化Ｉ７た珪素鋼累月θ） ＩＩＲ，１，＞、
−焼鈍７〃の断面結晶粗紡の顕微鏡写真、第３ＩＭＩ
（ｔりしＩ： ｉｒ’ｒ来法に、−よる抑制剤の富化処
理なしの同−化成（７）珪素鋼素Ｉの脱炭焼鈍後の断面
結晶組織のδ′「１敞＠：ＩＪ真である。 代理人 ＩＦ理士 中路武雄 第１図 Ｓｂ、Ｃｕｔ富化し仁円ｊの全厚Ｉ（対する嘗］合（％
）第２図
ｌ、） 、 ＣＬＩ ？富化した内層の全庁、（・て則
する割合と、磁束密度Ｂ＋ｏ （Ｔ）および−壱面欠陥
発生率窩）との関係奮示す相図、第２１；、１ ＆Ｊ内
層の（Ｓｂ −１，、−Ｃｏ ）の富化濃度（％）と成
品の磁束密ｆｐｉＴ’、、θ（１” ）との関係ｌ３示
す線図、第３図囚は本発明に」、る全ＪψＶＣ対１，４
（１％の内層＆こ抑制剤（５ｂ−ｔＣｕ ｌを自ＲＩ０
．０６％富化Ｉ７た珪素鋼累月θ） ＩＩＲ，１，＞、
−焼鈍７〃の断面結晶粗紡の顕微鏡写真、第３ＩＭＩ
（ｔりしＩ： ｉｒ’ｒ来法に、−よる抑制剤の富化処
理なしの同−化成（７）珪素鋼素Ｉの脱炭焼鈍後の断面
結晶組織のδ′「１敞＠：ＩＪ真である。 代理人 ＩＦ理士 中路武雄 第１図 Ｓｂ、Ｃｕｔ富化し仁円ｊの全厚Ｉ（対する嘗］合（％
）第２図
Claims (4)
- （１） 重量比にてＳｉ Ｘ２．０〜４．０％を含み
かつＳ、Ｓｅ等の結晶粒成長抑制元素を含有せしめた鋼
塊もしくは連鋳鋳片を熱間圧延、冷間圧延および熱処理
する工程を有して成る一方向性珪素鋼板の製造方法にお
いて、前記鋼塊もしくは連鋳鋳片の内層に前記結晶粒成
長抑制元素全富化せしめる二［８を有することｔｔｐケ
徴とする磁束密度の高い一方向ｔａｇ珪素鋼板の製造方
法。 - （２）前記結晶粒成長抑制元素はＳ 、 Ｓｅ 、 ’
Ｉ’ｅ 。 Δｃ！、 ８１）、 ［０、Ｇｅ、 Ｓｎ、 Ｐｌ）、
Ｃｕ、 Ｍｏ、 Ｗのうちより選ばれた１鍾寸たけ２種
以上である特許８１ツ求の範囲の第１項に記載の磁束密
度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法。 - （３）前記結晶粒成長抑制元素全富化ぜし７める内層の
理心は前ｎ１′、鋼塊もしくｔよ連鋳鋳片の全厚さの２
０〜９０％である特許請求の範囲の第１項もしくＵ第２
項に記載の磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法
。 - （４） 前記鋼塊もしくは連鋳＠１片の内層圧密化せ
しめる結晶粒成長抑制元素量は合計の重石比にて０．０
０５〜０．１０％である特許請求の範囲の第１項、第２
項、第３項のいずれかに記載の磁束密度の高い一方向性
珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14237782A JPS5931823A (ja) | 1982-08-17 | 1982-08-17 | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14237782A JPS5931823A (ja) | 1982-08-17 | 1982-08-17 | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5931823A true JPS5931823A (ja) | 1984-02-21 |
Family
ID=15313958
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14237782A Pending JPS5931823A (ja) | 1982-08-17 | 1982-08-17 | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5931823A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0162710A2 (en) * | 1984-05-24 | 1985-11-27 | Kawasaki Steel Corporation | Method for producing grain-oriented silicon steel sheets |
| JPH028327A (ja) * | 1988-06-27 | 1990-01-11 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPH02196403A (ja) * | 1989-01-25 | 1990-08-03 | Kawasaki Steel Corp | 鉄損特性の優れた高磁束密度方向性けい素鋼板およびその製造方法 |
| JPH08291375A (ja) * | 1995-04-21 | 1996-11-05 | Kawasaki Steel Corp | 被膜密着性に優れた無方向性電磁鋼板 |
| WO1999019521A1 (de) * | 1997-10-15 | 1999-04-22 | Thyssen Krupp Stahl Ag | Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech mit geringem ummagnetisierungsverlust und hoher polarisation |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5773126A (en) * | 1980-10-24 | 1982-05-07 | Kawasaki Steel Corp | Production of unidirectional silicon steel plate of low watt loss |
-
1982
- 1982-08-17 JP JP14237782A patent/JPS5931823A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5773126A (en) * | 1980-10-24 | 1982-05-07 | Kawasaki Steel Corp | Production of unidirectional silicon steel plate of low watt loss |
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| US6524400B1 (en) | 1997-10-15 | 2003-02-25 | Thyssen Krupp Stahl Ag | Process for the production of grain-oriented electric quality sheet with low remagnetization loss and high polarization |
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