JPS6184327A - 高珪素薄手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】 （産業上の利用分野） 本発明は（１１０）＜００１＞方位の結晶粒からなる低
鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

（従来技術と問題点） 一方向性電磁鋼板は主に変圧器や発電機の鉄心材料に使
用され、低鉄損高磁束密度という特徴を持っているが、
省エネルギー化が要求されている昨今、更に鉄損の低い
ものが市場から要求されている。

低鉄損を得るためには、［Ｓｉ］を極力高め、素材の固
有抵抗を上げて、渦電流損を下げる方法と、成品板厚を
極力薄くする事で渦電流損を下げる方法が一般的に知ら
れている。

ところが〔Ｓ１〕を高め、かつ成品板厚を薄くすると、
仕上焼鈍での２次再結晶が不安定となり０．２７祁厚以
下の磁気特性の優れた成品を工業的に安定して得る事は
困難である。２次再結晶を安定して行なわせるためには
、〔Ｃ〕を高め、かつ適正な処理を行なうことにより仕
上焼鈍前の鋼中に微細で均一なＭｎＳを主とする析出分
散相を存在させ、更には必要により結晶粒界に粒界偏析
元素を偏析させて、１次再結晶を極力抑制し、続く仕上
焼鈍で（１１０）＜００１＞方位の２次再結晶粒を優先
的に成長させる事が肝要である。

析出分散相として、ＭｎＳの他にＣｕＸ５　、　ＭｎＳ
ｅ及びＡｔＮなどが一般的に用いられておシ、一方粒界
偏析元素としては、［Ｓｎ］　、　（ＩＳｂ：ｌ　ｌ　
［：Ｂｉ〕ｌ　［Ｔｅ：）＋［Ｍｏ：ｌ及び（Ｓｅａｌ
等が一般的に用いられている。而して安定した優れた磁
気特性を得るためには、成品の板厚が薄くなる程、上記
の如き１次再結晶粒成長抑制元素をよシ一層効果的に活
用する必要があると共に、上記元素の添加量の増量、添
加の種類の増加を行なうことが望ましいが、その効果を
十二分に発現させるために従来から工業的に行われてい
る方法は、一方向性電磁鋼スラブを熱延加熱炉で１２５
０℃以上といった高温で長時間加熱する方法である。所
が、この様な従来方法によれば、 （１）熱延加熱炉の燃料原単位が上がるばかシでなく、
スラブが溶融してノロが発生し熱延歩留が大幅に低下す
ると共に操炉を著しく困難にする。

（２）スラブの組織が異常に粒成長し、その結果成品で
の線状細粒の発生による磁性劣化という欠点という問題
が生じるのみならず、高〔Ｃ〕で且つ粒界偏析元素を多
種多量に含有させた場合には、熱延板での耳荒れが多発
し、極端な場合には、スラブが加熱炉中又は抽出後に破
断するというトラブルが発生する。

といった磁性１歩留り、操炉上の種々の難点が伴ない、
結局のところ従来法では鉄損のすぐれた薄手一方向性電
磁鋼板の工業的規模での安定製造は非常に困難であった
。

（発明の目的） 本発明は上記従来法における問題点を解決して高〔Ｓｌ
〕薄手の低鉄損一方向性電磁鋼板を安定して有利に製造
することを目的としたものである。

（発明の構成、作用） 本発明の要旨は次のとおりである。

連続鋳造法により製造された〔Ｃ）　０．０２５〜０．
０９０％　、　（Ｓｔ）　Ｚ５〜４．５　％　、　［Ｍ
ｎ〕０．０１〜０．１５％。

（ｓ）　ｏ、　ｏ　ｉ〜０．０４　％を含有する一方向
性電磁鋼スラブを１２５０〜１４００℃の温度に加熱後
熱間圧延し、次いで所定の冷間圧延及び熱処理を組合せ
て板厚が０．２７　ｍ＋以下の高珪素薄手一方向性電磁
鋼板を製造する方法において、上記連続鋳造したスラブ
の中心温度が１２００℃以上の温度にある間に、上記１
２５０〜１４００℃の温度で短時間均熱処理を施こすこ
とを特徴とする、高珪素薄手一方向性電磁鋼板の製造方
法。

以下本発明の内容を詳細に説明する。

連続鋳造されたスラブを用いて一方向性電磁鋼板を製造
する場合に、熱延加熱炉でのスラブの再加熱を省略して
直接熱間圧延する方法が既に特公昭５７−５２４１２号
公報によって提案されており、この方法によれば熱延加
熱炉で高温長時間加熱することによる前述の各種のトラ
ブルを解消することができる。

所が鋳造のままの状態では、スラブに中心偏析が存在し
、又本発明者らの実験、研究によれば成分のミクロ偏在
が認められ、析出分散相の固溶が確保されても、低鉄損
薄手一方向性電磁鋼板を安定して得るに十分な析出分散
相の微細均一な分散は得られるものではない。

ことにおいて本発明では、ＭｎＳを析出分散相として含
有する連続鋳造一方向性電磁鋼スラブを、連続鋳造され
てから熱間圧延されるまでの間食くともスラブの中心が
一度も１２００℃以下に温度降下しない様に保ち、且つ
、熱延加熱炉で所要の均熱を行なえばスラブを一旦常温
まで冷却し再加熱した場合はもとよシ、上記加熱を行わ
ずに直接熱間圧延する方法に比較して析出分散相の分布
状態が著しく改善され、インヒビター効果が強化される
ことが判った。

更に詳述すれば、本発明者らは成品板厚別に１次再結晶
後の板厚方向の結晶粒数を調査したところ、０．３０ｍ
ｍ厚で３０〜３５コ、０．２３ｍｍ厚で２２〜２８コ、
　０．１５覇厚で１５〜２０コであシ、板厚が薄くなる
程数が減少していることを確認した。すなわち一方向性
電磁鋼板の磁気特性を発現させる（１１０）＜００１＞
粒の発生個所である板厚表層部Ｖ４〜ＩＡ厚に存在する
結晶粒数は板厚が薄くなる程減少することになり（１１
０）＜００１＞粒の絶対数が減る分だけ２次再結晶が不
安定となる。また板厚が薄くなる程、表面の影響を受け
やすくな９２次再結晶が不安定となることも知られてい
る。

このととから、板厚が薄くなる程特に表層部の（１１０
）＜００１＞核発生個所の析出分散相の量を多くし、か
つ分散状態を改善することにより（１１０）＜００１＞
粒以外の１次再結晶粒成長を抑えることが必要となる。

以上の様々きめ細かな析出分散相の微細均一々分散コン
トロールをするためには、特公昭５７−５２４１２号公
報で提案されている如く、スラブの全断面が１２００℃
以上の温度に保たれているか。

スラブの表面温度が１２００℃以下に降下しているかに
関係なくスラブ全厚、全幅、全長に亘って均一に加熱す
ることが極めて重要である。

この様な理由で、加熱炉で加熱することなく直接圧延し
ようとする前記特公昭５７−５２４１２号公報記載の方
法では本発明の目的とする低鉄損薄手一方向性電磁鋼板
を得ることは不可能である。

次に特開昭５３−９２２９号公報により、連続鋳造され
た一方向性電磁鋼スラブを、中心温度が６００〜１２０
０℃、好ましくは９００〜１２００℃にある間に１２５
０〜１４００℃の温度でスラブを加熱する方法が提案さ
れている。

上記の方法において、特にスラブの中心温度が９００〜
１２００℃にある間にスラブ加熱を行なう理由は、前記
公報中にも記載されている如く、ＭｎＳの凝集現象を抑
え、熱延加熱炉でのＭｎＳの固溶を容易にするというも
のである。

しかるに、既に述べた如く鉄損のすぐれた薄手一方向性
電磁鋼板を製造するためには、スラブ内でのＭｎＳの凝
集現象を抑えるだけでは不十分で、特にスラブ中心でＭ
ｎＳを固溶状態に保つことが何よりも重要なことなので
ある。

よって上記特開昭５３−９２２９号公報記載の方法によ
っては、本発明の目的とする低鉄損薄手一方向性電磁鋼
板を得ることは困難である。

その他、特公昭５７−４３１３０号公報によって、連続
鋳造された一方向性電磁鋼のスラブの表層部を連続鋳造
から熱間圧延までの間において、α＋γ相（例えば１１
５０℃）以下に少くとも１回保持する技術が提案されて
いるが、既に述べた本発明方法とは無関係である。

第１図は、冷片（又は温片）スラブＡを加熱炉に装入し
、高温均熱により　ＭｎＳを完全に固溶させる場合のス
ラブ表面ａ、中心部すの温度履歴と、本発明方法におけ
る高温スラブＢを高温均熱する場合のスラブ表面Ｃ２中
心部ｄの温度履歴の一例を示す。尚、図中ｅはいづれも
抽出のタイミングを示している。

この第１図からも明らかな様に、冷片スラブＡの場合は
、凝固後冷却過程で析出物は大きな寸法に成長するため
、この析出物を固溶させ且つ拡散させるためには、スラ
ブ中心部ｂ（最冷点）をＭｎＳｎＳ固溶線取１以上１３
１５℃以上）の高温に加熱、均熱することが必要である
。その結果スラブ表面部ａ（最高点）は過熱されて粗大
粒成長開始曲線７２以上となり粗大粒成長域に入るため
スラブ全体を適正均熱領域に入れるのは非常に困難であ
る。一方、固溶状態から温度を降下させてくる場合は、
ＭｎＳの析出開始温度はかなり低温側にずれることか前
記の特公昭５７−５２４１２号公報によっても知られて
おり、本発明者らの実験ではＭｎＳ析出曲線曲線線で示
されるとおり１２００℃以上であればＭｎＳが固溶状態
にあることが確認された。

よってスラブＢの如く連続鋳造完了後、加熱炉装入まで
の間のスラブ中心温度ｄを１２００℃以上に確保するこ
とにより、ＭｎＳの固溶を確保できるものである。この
場合、スラブ表層部Ｃが１２００℃以下となった場合に
は表層部がＭｎＳの析出領域Ｔｏに入るため、高温装入
後、１２５０〜１４００℃の高温で加熱、均熱しなけれ
ばならない。この場合、スラブの中心部ｄは高温（１２
００℃以上）のため、表層部Ｃの昇温を中心としたスラ
ブ全体の均熱でよく、均熱時間は極めて短時間で十分で
ある。このように、高温装入されたスラブＢは析出物の
固溶状態を確保した上でスラブ全体を粗大粒成長開始曲
線Ｔ２以下で均熱することが可能となる。尚、Ｃ′は、
スラブ表層部も１２００℃以上の温度に保たれた状態で
加熱炉へ装入される場合を示したものである。

以上の如く本発明により、高（Ｓｉ）薄手一方向性電磁
鋼板を安定して製造するために必要な析出分散相として
の元素及び粒界偏析元素を多量に含有する素材を使用す
るために生じる熱延加熱炉原単位の増大、及び歩留の低
下が改善されるばかりでなく、スラブの過熱により発生
する成品での線状細粒及び熱延板の耳荒れを大幅に改善
することが可能である。

次に、本発明の諸条件の限定理由を以下に述べる。

（Ｃ）は下限０．０２５％未満であれば２次再結晶が不
安定となり上限の０．０９０％を越えると脱炭所要時間
が長くなり経済的に不利となるために（Ｃ）　０．０２
５〜０．０９０％に限定した。（Ｓｉ）は下限２．５％
未満では良好な鉄損特性が得られず、上限４．５％を越
えると冷延性が著しく劣化する。（Ｓｉ）は鉄損向上の
ため可能な限り高い含有量とすることが望ましい。

（Ｍｎ）はＭｎＳを形成するために必要な元素であり、
下限０．０１％未満であればＭｎＳの絶対量が不足し、
上限０．１５％を越えるとＭｎＳを完全固溶させるため
のスラブ加熱温度が高くなりすぎるため（Ｍｎ）０、０
１〜０．１５　％に限定した。〔Ｓ〕はＭｎＳ　、又は
必要によ’）　ＣｕｘＳを形成するために必要な元素で
あシ下限０．０１％未満ではＭｎＳ　、　ＣｕｘＳの絶
対量が不足し上限０．０４　％を越えると仕上焼鈍での
脱硫が困難となるので［８）　０．０１〜０．０４　％
に限定した。

尚、本発明にあってはＭｎＳを基本的な析出分散相とし
ているが１．さらに磁性向上を図るために析出分散相と
してＣｕＸ５　、　ＡｔＮを複合して利用することもで
きる。この場合の元素の含有量は、［：Ｃｕ　：］０．
０３〜０．５チ、　［：Ａｔ：］　０．０１〜０．０５
％、〔Ｎａ３、　ＯＯ４〜０．０１５％が好適である。

更に磁性の向上を狙う場合には、次の粒界偏析元素の１
種又は２種以上を０．０１〜０．３％含有させることが
好ましい。その元素としては［Ｓｎ：］　、　（Ｍｏ〕
、　［：Ｂ］　。

ＣＰ）　＋　［Ｎｉ：］　、　［Ｂｉ：］　、　［Ｓｂ
：）　、　（Ａｓ：）等がある。

上記の如き成分組成を有する溶鋼は連続鋳造法により一
方向性電磁鋼スラブとされるが、スラブの中心温度を１
２００℃以上に保持するために公知の各種手段によυ緩
冷却を施として高温鋳片を得る。この場合スラブ中心部
の温度が１２００℃以下に降下すると中心部の析出分散
相の固溶状態が保てず、高温長時間の加熱が必要となる
ので、１２００℃以上に限定した。

尚、スラブの表面温度については、本発明においては中
心部と同様に１２００℃の温度以上に保たれているか、
或いは１２００℃以下に温度降下しているかは関係ない
。

次にスラブの加熱温度については、１２５０℃よシも低
いと析出分散相の均−拡散及び表層部の析出物の完全固
溶が困難となる。一方１４００℃よりも高温ではスラブ
が過熱されて粒成長が起シかつノロの発生が大きくなる
ので好ましくない。

この様な理由から加熱温度を１２５０〜１４００℃とし
た。

尚、スラブ加熱炉としては通常の燃料燃焼炉の外、誘導
加熱炉も使用できる。

所要の条件で加熱処理されたスラブは次いで連続熱間圧
延装置で２．３　ｔｍ程度の中間板厚とされるが、本発
明では加熱、均熱時間が短かいために１次再結晶粒成長
抑制元素を多量に含有させても熱延板での耳荒れは極め
て少ない。

このホットコイルは、以降常法にしたがって冷間圧延、
熱処理の組合せにより最終成品とされるが、本発明では
低鉄損を目的としたものであるため、最終成品の板厚を
０．２７　ｗｒＩ以下に限定した。

次に実施例を説明する。

（実施例１） （Ｃ）　０．０７５　％　、　（Ｓｉ：］　３．３０％
、　［Ｍｎ：］　００．０８３％、　［Ｓ）　０．０２
６　％　、　（Ａｔ）　０．０２６　ｃＩＩ、　（Ｎ）
０．００８５％　、　（Ｃｕ］　ｏ、　１０　％　、　
ｌ：ｓｎ：］　］０．１５％を含有する２５０ｍ厚のス
ラブを、連続鋳造法により製造するに際し、下記の鋳造
条件で得た。

（１）各ゾーンの注水量を極力絞シ、且つ最高引抜き速
度１．７０　ｍｐｍでスラブの中心部の温度１２６０℃
、スラブ表層部の温度１０００℃のスラブ■〜■を得た
。

（２）又、ヒートの後半で引抜き速度を０．７　ｆｆ１
ＩＩ＋まで下げてスラブの中心温度１０００℃、スラブ
の表層部の温度８００℃のスラブ■〜■を得た。

（３）更に常温まで温度降下したスラブω〜■を得た。

■〜■のスラブについては１３５０℃の加熱炉に装入し
たのち■〜■のスラブは１２０分の均熱後抽出し、■〜
■のスラブは１８０分の均熱後抽出し、一方■〜■のス
ラブについては１３５０℃Ｘ５ｈｒ加熱後抽出し、夫々
連続熱間圧延を行って２．３ｍ厚の熱延板を得た。

これらの熱延板について３２％の冷間圧延を行ってのち
、熱延板焼鈍（１１４０℃Ｘ３０ｓｅｃ均熱後９００℃
まで急冷し、９００℃ｘ２ｍｍの再均熱処理を施こした
のち冷却）を行ない、８５チの最終冷間圧延により０．
２３　ｍの板厚とした。

次いでこの冷延板に脱炭焼鈍を施こして〔Ｃ〕０．００
３０％以下としたのち、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上焼
鈍を行ない、コーティングを施こして最終成品とした。

この様にして得られた成品の磁気特性、線状細粒発生率
、熱延歩留、燃料原単位及び熱延板での耳荒れ状況を第
１表に示す。

第１表から明らかな如く、加熱炉へ装入するスラブ温度
の低い■〜■材は磁気特性と耳荒れが本発明に比較して
劣り、薄手一方向性電磁鋼板の製造方法としては適して
いない。

又冷片スラブを出発材としたω〜■は全ての項目におい
て本発明によるものよりも劣っていることが判る。

（実施例２） 〔Ｃ）　ｏ、　０５６°％　、　［Ｓｉ］　３．３０　
％　、　［Ｍｎ：Ｉ　Ｏ，０６０％　、　（Ｓ）０．０
２５％　、　［Ｃｕ）０．２０％を含有する２５０ｍ厚
のスラブを、連続鋳造法により製造するに際し、下記の
鋳造条件で得た。

（１）引抜き速度１．４　ｍｐｍでスラブの中心温度１
２９０℃、スラブ表層部の温度１０５０℃のスラブ■〜
のを得た。

（２）引抜き速度０．８　ｍｐｍで、スラブ中心温度１
１００℃、スラブ表層部の温度９２０℃のスラブｅ〜■
を得た。

（３）更に常温まで温度降下したスラブ■〜■を得た。

■〜■のスラブを直ちに１３５０℃の加熱炉に装入して
■〜ののスラブは６０分均熱後抽出し［相］〜■のスラ
ブは１５０分均熱して抽出した。一方■〜■のスラブは
１３５０℃Ｘ４．５ｈｒ加熱後抽出し、夫々連続熱間圧
延を行って２．０割厚の熱延板を得た。

（４）一方（１）の方法と同様な方法によって得た高温
スラブを熱間圧延までの間、加熱及び保温を徹底的に行
ないスラブの中心温度１２９０℃、スラブの表層部の温
度を１２１０℃に保ったスラブ■を加熱することなく熱
間圧延を行ない２．０朝厚の熱延板を得た。

その後、これらの熱延板を熱延板焼鈍（’１０００℃Ｘ
　６０　ｓｅｃ均熱）したのち、２回の冷間圧延で０．
２３■の板厚とした。次いで脱炭焼鈍を施こして［Ｃ）
　ｏ、ｏ　ｏ　ａ　ｏ％以下に脱炭したのち、１２００
℃×２０ｈｒの仕上焼鈍を行ない、次いでコーティング
をして最終成品とした。

得られた成品の磁気特性、熱延歩留、燃料原単位及び熱
延での耳荒れ状況を第２表に示す。

第２表 （注）比較法■は、特公昭５７−５２４１２号による方
法第２表からも明らかな如く、加熱炉への装入温度の低
いｅ〜■材は磁気特性において本発明より劣っている。

又、冷片スラブを出発材とした■〜のは全項目において
本発明よシ劣っている。

更に加熱省略材■は加熱省略による効果は顕著であるが
、磁気特性が本発明よりも劣っている。

（発明の効果） 以上詳述した如く本発明方法による連続鋳造。

加熱方法によれば、析出分散相によるインヒビター効果
を最大限且つ理想的に発揮するととができ、鉄損特性が
極めてすぐれた高珪素薄手一方向性電磁鋼板が工業的に
安定して製造できるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明におけるスラブ加熱及び従来の冷片スラ
ブ加熱の説明図である。 Ｔｏ：ＭｎＳ析出曲線 Ｔ１：　ＭｎＳ固溶線 Ｔ２：粗大粒成長開始曲線

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 連続鋳造法により製造された〔Ｃ〕０．０２５〜０．０
   ９０％、〔Ｓｉ〕２．５〜４．５％、〔Ｍｎ〕０．０１
   〜０．１５％、〔Ｓ〕０．０１〜０．０４％を含有する
   一方向性電磁鋼スラブを１２５０〜１４００℃の温度に
   加熱後熱間圧延し、次いで所定の冷間圧延及び熱処理を
   組合せて板厚が０．２７ｍｍ以下の高珪素薄手一方向性
   電磁鋼板を製造する方法において、上記連続鋳造したス
   ラブの中心温度が１２００℃以上の温度にある間に、上
   記１２５０〜１４００℃の温度で短時間均熱処理を施こ
   すことを特徴とする、高珪素薄手一方向性電磁鋼板の製
   造方法。