JPS62240714A - 磁気特性の優れた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、電気機器即ち回転機及び小型静止器などのコ
ア材料として使用される！＠鋼板の製造方法κ関するも
のであるロ 〔従来の技術〕 ｘｉ素鋼板用途は、回転機と静止器の２つに大別出来る
。この２つの用途では、それぞれにふさわしいｔｇＩ特
性が要求される。即ち，回転機用材料に対しては板面内
で等方向な電磁特性が望まれ、これには（１００）面内
無方向な集合組織を有する材料が好適である。他方、静
止器用材料に対してはＬ方向酸いは及びＣ方向のｔＥｉ
１特性の良いことが望まれ、これにＦｉ（ｌｌＦ））（
旧）】〕集合組織或いは（１００）（ｎ（１１１集合組
織を有する材料が好適である。ｌ］７かしながら、高性
能トランス、大証トランスには（ｌｌｆ）’＞（０（’
＋１３集合組織を有する方向性ｔｍ鋼板が使われている
ものの、その他の小型静止器や回転機には無方向性！磁
鋼板が広く用いられているに過ぎない。無方向性！磁鋼
板は、かような用途に対して比較的使い易い磁気特性を
持った材料ではあるが、必ずしも各用途に最適な鋼板が
供給されているとは言い難い。即ち、用途別に鋼板の集
合組織を造り分けることは普通なされていない。

このような特殊な集合組織を有する鋼板を製造する従来
の技術としては、以下姥述べるいくつかの方法が知られ
ている。例えば、特開昭５７−８９４５５号公報にある
ように、珪素を含有する鋼にＢを適量添加して、＠造長
手方向に（００１＞を配向させる方法、あるいは特開昭
５９−１６９２６号公報にあるように、急冷凝固させる
際、金属冷却移動体の組ｋＩＡをｆｌ（１０１＜００１
＞としておき、この組織と一致するようにエピタキシャ
ル成長したあるため、表面粗匣、板厚精度等を充分満足
できる品位に制御する困難がある口 又、（１００）面内無方向な集合組織の形成方法として
、連鋳材を特徴とする特公昭３８−２２７０３号公報、
あるいは特開昭５６−３６２５号公報をはじめとする急
冷凝固薄帯を出発材とする方法等が数多く提案されてい
る。

特公昭３８−２２７０３号公報の方法は、出発物質とし
て（１００）面が板の表面に平行な連鋳材又はこれを熱
間圧延したものを用い、実質的に６０〜８０％の冷延を
施し、焼鈍することＶＣより（１００）面内無方向性鋼
板を得るものであるが、ａ５閤〜１２に７＋＋＋ｎ程度
の薄め連鋳々片そのものの製造に高度な技術を要する反
面、生産性が悪いため実用化されるには至らなかった。

しかるに近年急冷凝固法ｋ（より薄帯を製造する技術が
広く行なわれるようになり、その凝固組織の特徴を活か
し、電磁鋼板を製造する方法にりいても種々提案されて
いるが、単ロールまたは双ロールを用いて珪素鋼溶湯を
急冷凝固させ、引続いて圧延、焼鈍を行ない、ｘｉ磁鋼
板製造する方法としては１例えば、特開昭５６−８７６
２７号公報、あるいは特開昭５９−９６２１９号公報等
がある。

しかしながら前者においては圧延は三次再結晶のための
予備処理であり、また後者においては圧延が必須の条件
とされていないことからも明らかなように、圧延はただ
最終板厚を得るための手段の一つとしての意味しη＼持
たないものである。又、これら提案されている技術では
、いずれも表面エネルギーの差を結晶粒成長の電動力と
するいわゆる三次再結晶現象が利用されているため、真
空中の焼鈍が必須の条件とされている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

急速凝固材を用いて、真空焼鈍が必要な三次再結晶によ
らず、工業生産が容易かつ安価に出来る通常の大気圧非
酸化性、非浸炭性雰囲気で焼鈍することを可能ならしめ
、かつ圧延率をコントロールするという極めて簡単な操
作により、従来法では困難であった静止器用と回転機用
の電磁鋼板を造り分ける方法を提供すること、並びにこ
れによって急速凝固鋼帯が有するｔｌａ鋼板製品として
の欠陥即ち表面粗度、板厚精屁、平坦度等の不具合を同
時に解決することである。

〔問題点を解決するだめの手段〕

本発明者らは、前述の問題点を解決するために、急速凝
固鋼帯に圧延を施すことにより、製品の持つべき緒特性
を確保すること及びこのときに製品の集合組織を制御す
るための条件を検討するため多くの実験を積み重ねた結
果、ついに工業生産が容易な方法を見出すに至った口通
常の圧延再結晶の過程において、圧延前のいわゆる初期
粒径が大きい程即ち、鋼板中の粒界密度が低い程、再結
晶後の集合組織は磁性に不利な（１１１）面の発達が少
なくなり、良好な磁性を得易いということは既ＥＪ（知
られているが、本発明においては、この考え方を急速凝
固銅帯に初めて適用したものである。

即ち、本発明はＳｉ：　Ｚ　Ｏ〜７−　Ｏｗｔ　’ｌｒ
を含み、残部が実質的にＦｅよりなる溶鋼を移動更新す
る２つの冷却体表面にて急速凝固させて連続鋼帯となし
、次いで圧延を施した後焼鈍を施す磁気特性の優れだｔ
ｌｉａ鋼板の製造方法において、急速凝固させた連続銅
帯の平均結晶粒径を０．０５ｍｍＭ上となし、次いでそ
の連続鋼帯に圧延率５０チ以上の圧延を施す際の圧延率
を操作することにより、製品の集合組織を制御して、静
止器用には（１００）（００１）型を、回転機用には（
１００）［０２５）型を、と夫々の用途に好適な集合組
織を造り分けることを可能ならしめた電磁鋼板の製造方
法である口線下に本発明の詳細な説明する。

鋼成分は、Ｓｉ　　：　２．０〜７．Ｏｗｔ　　％ヲ含
ミ残部が実質的にＦｅよりなるものとする。　Ｓｔはα
−γ−変態を避けるために２Ｊを下限とし、７％を越え
千−有させても磁気特性の向上はさして期待できないた
め、これを上限とする０尚、本発明において、Ｓｔ以外
の添加元素としては、磁気特性の向上、機械的強度の向
上、耐誘性の向上などのために、Ａｇ　、Ｎｉ　＋Ｍｎ
　、　Ｐ　＋　Ｃｒ　、　Ｃｕ　、Ｍｏ　、Ｗ。

Ｃｏ、Ｂ　　等を含有させることも可能である。

通常の工程処理による熱延板を用いて、上記の鋼におけ
る圧延再結晶について検討した結果、圧延前のいわゆる
初期粒径が大きくなる程、再結晶後の集合組織は（１０
０，、）が板面に平行な方位取分が増加することを確認
し、この知見に基づき、急速凝固さ亡た連続鋼帯の平均
結晶粒径を大きくすることを試みたところ、急速凝固連
続鋼帯の平均結晶粒径が０．０５１１ｕ１１以上であれ
ば、これを圧延再結晶させて得られる集合組織において
（１００）が板面に平行な方位成分が増加することを新
規に知見した。従って、本発明では、急速凝固連続銅帯
の平均結晶粒径の下限をｔｌ、０５ｍｍとする。次に、
平均結晶粒径が０．０５ｍｎ＋以上である急速凝固鋼帯
を得るだめの具体的方法を述べる。

溶鋼を例えば双ロール鋪造機の如き移動更新する２つの
冷却体表面にて急速凝固させて、連続鋼帯となす際に、
２つの冷却体の形成する間隔の初期設定値をＧＯとした
場合、得られる連続鋼帯の板厚ｔがＧｏの１．０５倍以
上になるように鋳造の速度を設定すること及びその連続
鋼帯と急速凝固させるに用いる冷却体との接触がなくな
った時点以降の連続鋼帯の冷却を制御することの２点に
より連続鋼帯の平均結晶粒径を大きくすることが可能で
あることを新規に見出した０ 急速凝固させて連続鋼帯を形成する際に、他の鋳造条件
を一定に保ちながら、鋳造速度、即ち。

双ロール鋳造の場合はロール周速を遅くしていくに従っ
て、得られる連続鋼帯の板厚は次第に厚くなる。このこ
とは、急速凝固時に形成されつつある銅帯の凝固シェル
の発達に伴ない、移動更新しつつある２つの冷却体の形
成する間隔は初期設定間隔よりも押し拡げられているこ
とを意味している。逆に云えば、鋳造速度を遅くするに
伴ない、凝固しつつある銅帯は、２つの冷却体表面を介
してより大きな応力を受ける状態になっていると考えら
れる。このときの銅帯の受ける応力の大きさは、初期設
定間隔ＧｏＫ対する鋼帯板厚ｔの比によって見積ること
が出来る。種々実験の結果、銅帯の平均結晶粒径１に０
．０５ｍ以上とするためにはｔ／Ｇｏ”’１．０５の条
件を満足させることが以下に述べる冷却条件の制御とと
もに必要であることを新規に知見した。次に急速凝固さ
せて得た連続鋼帯の冷却条件について述べるっ 連続鋼帯と急速凝固させるに用いる冷却体との接触がな
くなった時点以降の連続銅帯の冷却を種種条件を変えて
、得られる平均結晶粒径を調査した結果、特許請求の範
囲第１項で定義したＧ値が２．０２Ｘ１（１’以上にな
るようにすることにより、平均結晶粒径が０．０５ａｍ
以上の連続鋼帯か得られることを見出した。

従って、急速凝固連続鋼帯の平均結晶粒径をｔｌ、０５
ａｕｗ以上にするために、移動更新する２つの冷却体表
面間隔（最狭部）の初期設定値をＱ□（ｍｍ）急速凝固
連続鋼帯の厚さをｔ　（ｎ＋＋ｎ）とした時、ｔ／Ｇ。

を１．０５以上に限定し、かつ特許請求の範囲第１項で
定義したＧ値を１０６Ｘ１０’以上に限定した。

Ｔｓは平衡状態図から分かる凝固温度に基づく。

但し、Ｓｌ含有量による変化は下式による。

Ｔ５，１　＝　（Ｆ”　ｅ　−Ｃ状態図の固相温Ｖ　）
　−２０，５［’１ｓｔ〕−６，５（％Ｍｎ）　−２Ｌ
％Ｃｒ’Ｊ　−１１，５（％Ｎｉ　）−’５．５（係Ａ
ｎ）−５００（チＰ　）　−７（１０［チＳ〕かぐして
得た銅帯表面にスケールがある場合は。

これを除去後、冷延あるいは温間圧延を施した。

尚、３．５％以上の高Ｓｔ鋼の冷延性を向上させるため
に、ＡＩ　、　Ｍｎ　、　Ｎｉ　等を添加する技術が成
田賢仁らＩ−最近におけるけい素鋼板の進歩」（日本金
属学会会報、Ｖｏｌ、１８．Ａｌ　、１９７９．Ｐ、８
）により開発されているが、これを本発明に適用するこ
とは勿論可能である。かくして得られた冷延板を大気圧
非酸化性、非浸炭性雰囲気中で７００〜１３００℃で１
５秒〜３０分焼鈍した。このとき。

冷延の圧延率を１０〜８５チの範囲で変化させると、焼
鈍後の磁気％性は興味深い挙動を示した。

即ち、圧延率を１０係から７０％程度まで高めるに従っ
てＬ方向、Ｃ方向の磁束密度は共に高くなるが、更に圧
延率を８５チまで高めると、それに伴なって磁束密度は
Ｌ方向、Ｃ方向ともに低下していくことを新規に見出し
た。この様子を第２図に示した。

集合組織を調査した結果、前述の磁束密度の圧延率によ
る変化は以下の様な集合組織の変化に依っていることが
判明した。即ち、圧延率５０係未満の場合、（１００）
面の集積度は比較的弱く、又板面内の方向性はランダム
に近いものとなっているが、５０〜７５チの圧延率の場
合は、（１００）面の集積度は高まり、しかも（１００
）ＣＯＯＬ）近傍方位が主体となう−でいる。更に圧延
率を高め、８０％とすると、（１００）［０１３）近傍
方位、８５チとすると（１００）（０２５）近傍方位が
それぞれ主体となっていることが確認された。尚、（１
００）（０２５］集合組織は、板面内で［１００］軸が
約４５°間隔で均等に分布しているものである。

かくして得られた板厚０．５　ｗｍの製品の磁気特性を
現在市販されている無方向性電磁鋼板のそれと比較して
、第１図に示した。

第１図で明らかなように、本発明は、従来品に比較し、
ｌＩａ束密度、鉄損共に格段に改善された電磁鋼板を極
めて容易に製造する方法を提供するものである。

以下に本発明の実施例を示す。

（実施例］〕 Ｓｉ：３．（ｌを含み、残部実質的にＦｅ組成になる溶
ｍ（Ｔｓ＝１４７５℃）を双ロール法によって急速′＃
１．固させ、連続銅帯となす時に、ロール間隔の初期設
定Ｇｏを０．５’（’ｌａｍ、溶鋼温度を１４９０℃と
し、ロール周速を変化させて得られた連続鋼帯の板厚と
その平均結晶粒径を測定した口その結果を第１表に示す
。尚、表中の冷却時間はロール離脱後の銅帯が８００℃
まで冷却されるに要した時間を意味するものである。

以下余白 かくして得た連続鋼帯／に１１を酸洗の後圧延率２３〜
８５チの冷延を施した。

得られた冷延板に１１００℃にて３０分の焼鈍を）１．
２０％、　Ａｒ　８０％の大気圧雰囲気中で施した。

５０％〜７５％の圧延を施すことにより、５０チ未満の
圧延の場合よりもＬ方向、Ｃ方向共に磁束密度の優れた
製品を得ることが出来た。

又、７５％を超えると圧延率が高まるに従い焼鈍板の集
合組織は（１００）（００１）型から（１００）［０１
３）型蓼に（Ｉｎ（ｌ［０２５）型へと変化する為、Ｌ
方向、Ｃ方向の特性差が小さくなる。トルクカーブを第
３図に示したが、圧延率７０％の場合にピーク値は最大
となり、圧延率８５％の場合にはピーク値は大巾に減少
しているＯ 圧延率７０％及び８０％の場合の焼鈍後の（２００）極
点図を第４図及び第５図に示した。

〔実施例２〕 Ｓ　ｉ：　２．０　％を含み残部実質的にＦｅの組成に
なる溶ｒｆ＃４（Ｔｓ＝１４９６℃）を双ロール法にヨ
ッて急速凝固させ、連続鋼帯となす時に、ロール間隔の
初期設定Ｇｏを０．７　ｍ、溶鋼温度を１５１０℃、ロ
ール周速？：、１２濯／―とし、板厚約１．７　ｍｍの
連続鋼帯を得た。尚この時連続鋼帯の冷却は空冷とし、
冷却時間は１０秒、Ｇ値は１１９６　ＸＩＯ’であった
口かくして得た連続鋼帯の平均結晶粒径は０．２５ｍで
あった。

次いで酸洗の後、圧延率５９．７１．７５１の冷延金施
し、夫々０．７０ａｍ　、　０．５０ａ＋　、　０．３
５ｆｆｉｊｓの冷延板を得た。次いで１１００℃にて３
０分の焼鈍をＨ，２０チ、　Ａｒ　８０％の大気圧雰囲
気中で施した。得られた磁気特性を第３表に示す。

以下余白 第３表 〔実施例３〕 ＳｉＳ２．５俤を含み残部実質的にＦｅの組成になる溶
鋼（Ｔｓ＝１４０４℃）を双ロール法によって急速凝固
させ連続鋼帯となす時に、ロール間隔の初期設定ＧＯを
０．３０ｍｍとし、ロール周速を変二 化させて得た連続鋼帯と、ロール間隔の初期設定Ｇｏを
１）、４５ｍｍ、ロール周速を５ＱＴｎ／ｍとし、板厚
約０．７閣の連続鋼帯となした場合の夫々の平均結晶粒
径を第４表に示した。屓３４の場合はｔ／Ｇｏ。

Ｇ値ともに小さいために得られた平均結晶粒径は０、０
５　ｍｍに達していなかった。

以下余白 ４５７の連続鋼帯を酸洗の後、圧延率５０ｍの温間圧延
を施して、０，３５−とし、次いで１１００℃にて３０
分の焼鈍をＨ２２０％、Ａｒ　８０％の大気圧雰囲気中
で施した。かくして得られた磁気特性を第５表に示す。

以下余白 〔発明の効果〕 急冷凝固鋼帯の平均結晶粒径を大きくし、これを圧延率
５０係以上にて圧延し焼鈍を施すことにより優れた磁気
特性とともに優れた表面品位、板厚精度を有するｔＦａ
鋼板の製造か可能となった。

加えて、圧延率をコントロールすることにより、二方向
性に近いｔＦｉＢ鋼板と面内無方向！ｌ：に近い電磁鋼
板を同一素材から容易に造り分けることが可能となった
。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の方法により得られた磁気特性を現在市
販されている無方向性電磁鋼板のそれと比較して示した
図、 第２図は、冷延の圧延率による磁束密度の変化の様子を
示した図、 第３図は、冷延の圧延率によるトルクカーブの変化を示
した図、 第４図は、圧延率を７０％としだ時に得られた（１００
）（００１）型の集合組織を示す（２００）極点図、 ｇｇ５図は、圧延率を８５チとした時に得られた（　１
０　Ｑ　）　（０２５）型の集合組織を示す（２００）
極点図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％でＳｉ：２．０〜７．０％を含み残部が実質
   的にＦｅからなる溶鋼を、移動更新する２つの冷却体表
   面にて急速凝固させて連続帯体となすに際し、鋳造速度
   を操作して連続帯体の厚さが前記２つの冷却体表面間隔
   （最狭部）の初期設定値の１．０５倍以上となるように
   制御するとともに、連続帯体が前記２つの冷却体表面か
   ら離脱した時点からの連続帯体の冷却を、下記式で定義
   されるＧ値が、２．０２×１０＾４以上となるようにし
   て連続帯体の平均粒径を０．０５ｍｍ以上とせしめ、次
   いで圧延率５０％以上の範囲内で圧延を行ない、このと
   きの圧延率を操作することにより引続き施す焼鈍後の結
   晶配向を制御するようにしたことを特徴とする磁気特性
   のすぐれた電磁鋼板の製造方法。 Ｇ＝（１８＋ｌｏｇｔ）×（（Ｔｓ＋８００）／２＋２
   ７３） ここで、 ｔ：連続帯体が、２つの冷却体表面から離脱した時点か
   ら、その温度が８００℃にまで冷却されるに要する時間
   〔ｈｒ〕 Ｔｓ：溶鋼（本発明における）の凝固温度〔℃〕