JPS6245285B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は一方向性電磁鋼板製造方法に係るもの
で、とくに基本冶金現象として利用するところの
二次再結晶の発現に対して有効な析出物（一般に
インヒビターと呼ばれる）として、従来全く知ら
れていなかつた新たな種類の析出物を利用する磁
束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法に関す
るものである。 （従来の技術） 一方向性電磁鋼板は鋼板面が｛110｝面で、圧
延方向が＜100＞軸を有するいわゆるゴス方位
（ミラー指数で｛110｝＜001＞方位と表わす）を持
つ結晶粒から構成されており、軟磁性材料として
変圧器、および発電機用の鉄心に使用される。こ
の鋼板は磁気特性として磁化特性と鉄損特性が良
好でなければならない。磁化特性の良否は、かけ
られた一定の磁場力で鉄心内に誘起される磁束密
度の大小で決まり、その磁束密度の大きさは鋼板
結晶粒の方位を｛110｝＜001＞に高度に揃えるこ
とによつて達成出来る。鉄損は鉄心に所定の交流
磁場を与えた場合に熱エネルギーとして消費され
る電力損失であり、その良否に対し磁束密度、板
厚、不純物量、比抵抗、結晶粒大きさ等、が影響
する。特に、磁束密度の大きい鋼板は電気機器を
小さく出来、また鉄損も少なくなるので望まし
い。 ところで一方向性電磁鋼板は熱間圧延と冷間圧
延と焼鈍との適切な組合せにより最終板厚になつ
た鋼板を仕上高温焼鈍することにより、｛110｝＜
001＞方位を有する一次再結晶粒が選択成長す
る。いわゆる二次再結晶によつて得られる。二次
再結晶は二次再結晶前の鋼板中に微細な析出物、
例えばMnS、AlN、MnSe等、が存在すること、
あるいはSn、Sb、Ｐ、等の粒界存在型の元素が
存在すること、によつて達成される。これら析出
物、粒界存在型の元素はメイ アンド ターンブ
ル（J.E May and D.Turnbull）（トランスアク
シヨンズ・メタラジカル・ソサイエテイ・エーア
イエムイー Trans.Met.Soc.AIME212（1958）
p769／781）によつて説明されているように、仕
上高温焼鈍中の｛110｝＜001＞方位以外の一次再
結晶粒の成長を抑え、｛110｝＜001＞方位粒を選択
的に成長させる機能を持つ。このような粒成長の
抑制作用を、一般的にはインヒビター効果と呼ん
でいる。したがつて当該分野の研究開発の重点課
題は、いかなる種類の析出物あるいは粒界存在型
の元素を用いて二次再結晶を安定させるか、そし
て正確な｛110｝＜001＞方位粒の存在割合を高め
るためにそれらの適切な存在状態をいかに達成す
るかにある。析出物の種類として、エム・エフ・
リツトマン（M.F.Littmann）は特公昭30−3651
号公報に、メイ アンド ターンブルはトランス
アクシヨンズ・メタラジカル ソサイエテイ エ
ーアイエムイー212（1958）p769／781にMnS
を、田中、坂倉は特公昭33−4710号公報にAlN
を、フイードラーはトランスアクシヨンズ メタ
ラジカル ソサイエテイ エーアイエムイー221
（1961）p1201／1205にVNを、今中らは特公昭51
−13469号公報にMnSeを、フアストはフイリツ
プ リサーチ レポート（1956）11.p490にSi₃N₄
を述べており、その他TiS、CrS、CrC、NbC、
SiO₂等も公表されている。又、粒界存在型の元
素として、日本金属学会誌27（1963）p186、（斉
藤達雄）にAs、Sn、Sb等が述べられているが、
工業生産においては、これら元素単独で使用され
る例は無く、いずれも析出物と共存させて、その
補助的効果を狙つて使用される。したがつて、一
方向性電磁鋼板の製造に当つて、いかなる種類の
析出物を利用するかが、高度に｛110｝＜001＞方
位に揃え、かつ工業的に安定生産を可能にするこ
との鍵となる。 二次再結晶に効果のある析出物の選択基準は必
ずしも明らかにされていないが、その代表的見解
が松岡により鉄と鋼53（1967）p1007／1023に述
べられている。要約すると、 (1) 大きさは0.1μ程度 (2) 必要容積は0.1vol％以上 (3) 二次再結晶温度範囲（900〜1000℃）で完全
に溶けてしまつても、全く溶けなくても不可で
あり、ある適当な程度固溶すること、 であり、上記各種析出物は、これら条件に当ては
まる。 上記要約からも明らかなように高磁束密度
（｛110｝＜001＞方位の高集積度）を得るために
は、析出物を微細で均一、かつ多量に仕上高温焼
鈍前の鋼板中に存在させる事が必要である。この
ために、今までにも多くの技術が開示され、その
中で素材成分、および熱処理条件が制御されて来
た。さらに、高磁束密度材を得るためには、析出
物の制御と同時に、その析出物の特性に合致すべ
く圧延、熱処理の適切な組合せにより二次再結晶
前の一次再結晶組織の性状を制御する事が重要で
ある。 （発明が解決しようとする問題点） 現在、工業生産されている代表的な一方向性電
磁鋼板製造法として３種類あるが、各々について
大きな問題がある。 第１の技術はエム・エフ・リツトマンによる特
公昭30−3651号公報に示されたMnSを用いた二
回冷延工程であり、第２の技術は田口、坂倉によ
る特公昭40−15644号公報に示されたAlN＋MnS
を用いた最終冷延工程を80％以上の強冷延率とす
る工程であり、第３の技術は今中等による特公昭
51−13469号公報に示されたMnS（または、およ
びMnSe）＋Sbを用いた二回冷延工程である。上
記技術はいずれもが、析出物を微細、均一に制御
する手段として熱間圧延に先立つスラブ加熱温度
を第１の技術では1260℃以上、第２の技術では特
開昭48−51852号公報に示すように素材Si量によ
るが３％Siの場合で1350℃、第３の技術では特開
昭51−20716号公報に示されるように1230℃以
上、高磁束密度の得られる実施例では1320℃とい
つた極めて高い温度にすることによつて粗大に存
在する析出物を一旦固溶し、その後の熱間圧延
中、あるいは熱処理中に微細に析出させている。
スラブ加熱温度を上げることはスラブ加熱時の使
用エネルギーの増大、ノロの発生による歩留低下
および補修費の増大、さらには特公昭57−41526
号公報に示されるように二次再結晶不良が発生す
るために連続鋳造スラブが使用出来ず、さらに特
公昭59−7768号公報に示すように製品板厚を薄く
すると、この二次再結晶不良は一層増大する等の
問題があつた。さらに、第１の技術は高磁束密度
が得られ難く、B₁₀が1.86Tesla（テスラ）程度で
あること、第２の技術は工業生産に際して、その
製造条件の適切範囲が狭く、最高磁性の製品の安
定生産に欠けること、第３の技術は二回冷間圧延
法であること、Sb、Seのような有害でかつ高価
な元素を使用することから製造コストが高くなる
こと、等の問題がある。しかし、上記問題点に合
せて、より本質的で重要な問題点として、一定容
積以上の析出物を均一に存在せしめる事が不可能
であり、より高磁束密度材を得ることに限界があ
る。すなわち、スラブ加熱時に固溶出来る範囲で
しかその析出物の構成元素を含有させる事が出来
ず高磁束密度材を得るために多くの析出物を確保
する事には限界がある。 本発明は高価な元素添加を必要とせず、又スラ
ブ加熱時に高温度で一旦固溶する必要がなく、し
かも微細に多量の数を確保し易い特徴を持つ、今
までに全く知られていなかつた特殊な構造を持つ
析出物を開示するものである。この析出を適切に
利用することにより、従来より一段と高い磁束密
度材を低コストで製造する事が可能である。 （問題点を解決するための手段） 本発明者等は二次再結晶を発現させるインヒビ
ター機能を持つ析出物として（Si、Al）Ｎを見い
出した。 この析出物の特徴は以下のとおりである。 (1) 析出物の構成元素の大部分は、鋼中に多量に
存在するSi、Mnそして、僅かな量だけ添加し
たAlであるため、特に析出物の形成のために
高価な元素を添加することがなく、安価にかつ
多量に存在せしめる事が容易である。 (2) 析出物の固溶温度が高く、仕上高温焼鈍のか
なり高い温度まで形態変化が無いため、安定し
た二次再結晶の発現に寄与出来、併せてより
｛110｝＜001＞方位に近い粒が成長することにな
り磁束密度が高くなる。 (3) この析出物の形成方法は非常に簡易である。
すなわち鋼中に微量の固溶Alを存在させた状
態の製造工程の途中段階で、鋼板外部から窒化
処理をすることによつて、容易に析出量を調整
出来る。 以下に本発明の実施態様を例にして、（Si、
Al）Ｎの効果を説明する。 Ｃ：0.052％、Si：3.28％、Mn：0.16％、Ｓ：
0.005％、Ｐ：0.025％、酸可溶性Al：0.028％、
T.N：0.0076％を含有するスラブを、(A)1150℃と
(B)1380℃で加熱後に1.9mmまで熱間圧延し、1120
℃×2′の焼鈍後に0.20mmに冷間圧延し、湿水素中
で830℃×3minの脱炭焼鈍を行い、MgO100重量
部中に５重量部のMnNを含有する焼鈍分離剤を
塗布後、10％N₂＋90％H₂中で10℃／hrの昇温速
度で1200℃に加熱し、100％H₂中で20hr焼鈍し
た。 この製品の磁性は (A) B₁₀＝1.95Tesla、W₁₇／₅₀＝0.75w/Kg (B) B₁₀＝1.87Tesla、W₁₇／₅₀＝1.12w/Kg であつた。なお、ここで焼鈍分離剤中にMnNを
添加しているが、これは本発明者等の一部が特願
昭59−215827号で示したように、鋼板を略600℃
〜900℃範囲で窒化することを目的としている。
上例のように二次再結晶前に窒化処理した場合の
磁束密度は、スラブ加熱段階でAlNの溶体化をさ
せない(A)条件で高く、完全に溶体化を狙つた(B)条
件の場合には低い。この結果は、従来の常識とは
全く異なつている。すなわち、従来の技術の項で
述べたようにスラブ加熱は高温にすることによつ
て析出物を完全に溶体化する事が必須であるとさ
れていた。これに対し、二次再結晶前の鋼板に窒
化処理を施した場合には、スラブ加熱段階でAlN
を完全に溶体化しない条件で極めて高い磁束密度
の得られることを本発明者等は見い出した。 一方、AlNを溶体化した(B)の場合は窒化処理を
加えてもB₁₀＝1.87Tesla程度の並の値しか得られ
ない。スラブ加熱段階でAlNの溶体化を必須とし
ている従来技術に、二次再結晶前の鋼板に窒化処
理を施した場合は、特公昭46−937号公報の場合
にトルク値で約16×10⁴erg／c.c.（B₁₀では
1.80Tesla程度に相当）しか得られず、むしろ特
公昭54−19850号公報に示すように窒化を抑制す
る事が必要であるとされていた。 スラブ加熱段階での不完全溶体化と窒化処理で
極めて高い磁束密度の得られた理由は、本発明の
場合に、従来全く知られていなかつた析出物、す
なわちSiとAlが相互に固溶した窒化物（Si、Al）
Ｎが、微細かつ、多数、窒化処理によつて得られ
たためである。 これを次に説明する。上記(A)と(B)について、仕
上高温焼鈍の途中850℃の段階で試料を引出し、
調査した。化学分析によればtotalN量として(A)の
場合148ppm、(B)の場合145ppmであり、ほぼ同
じであつた。この鋼板について電顕観察を行つ
た。(B)の場合は、従来から知られているように
（例えば特公昭46−937号公報参照）大部分がAlN
であり、その結晶構造は六方晶（ａ＝3.11Å、ｃ
＝4.98Å）であつた。(A)の場合は、極めて特徴的
な構造を持つ析出物であり、AlN，Si₃N₄は殆ん
ど存在していない。第１図ａおよびｂにその析出
形態と分析電顕EDXによる分析結果を示す。こ
の析出物はSiとAlを含むことが分る。さらに第２
図に示す分析電子顕微鏡による電子線エネルギー
損失分光法（EELS）および第１図UTW―EDX
による分析で窒素が検出されることから窒化物で
あることが確認される。この析出物の電子回析パ
ターンおよびその指数を第３図ａおよびｂに示
す。このパターンは既知のAlあるいはSiの窒化物
としては解析出来ない。すなわち、もしこの析出
物が既知のAlN構造をもつならば、第３図ａの電
子回析パターン中の強い回析斑点（指数３３０、
２１０、110、030、２４０、１２０など）の場所
のみが強く光り、その間に存在する弱い斑点の場
所には回析斑点は現われないはずである。また、
第３図ａの回析パターンは既知のSi窒化物α―
Si₃N₄およびβ―Si₃N₄のいずれにも合致しない。
したがつて、この析出物は、既知のAl窒化物
AlN、あるいはSi窒化物α―Si₃N₄およびβ―
Si₃N₄のいずれでもない、新しい窒化物相である
ことは明らかである。 以上説明したように、本発明条件下で見い出さ
れた析出物はSiとAlが相互に固溶した窒化物
（Si、Al）Ｎであり、SiとAlは約１：２から２：
１までの重量比の範囲にある。なお、（Si、Al）
Ｎの中に極く微量のMnを含む場合もあるが、基
本構造は（Si、Al）Ｎである。 本発明者等が全く新規に見い出した知見は、素
材スラブ中に若干のAlとＮを含有させ、その後
のスラブ加熱段階でAlとＮを完全に溶体化させ
ない場合にはその後の窒化処理によつて、従来知
られていたSi₃N₄やAlNでは無く、（Si、Al）Ｎ析
出物であり、この析出物を利用すると、極めて高
い磁束密度の製品を安定して得られる事である。 Ｃ：0.050％、Si：3.35％、Mn：0.13％、Ｐ：
0.020％、Ｓ：0.005％を含み、さらにAl：0.030
％、Ｎ：0.0070％と、Al：0.020％、Ｎ：0.0060
％と、Al：0.027％、Ｎ：0.0065％とをそれぞれ
含む３種類のスラブを1050〜1420℃の間で加熱
し、1.9mmの熱延板とし、1120℃×2′の焼鈍後、
0.20mmに冷間圧延し、湿水素中で850×90″だけ脱
炭焼鈍し、MgOに５重量％のフエロ窒化マンガ
ンを添加した焼鈍分離剤を塗布後に1200℃×20hr
の仕上高温焼鈍を行つた。この時の磁性を第１表
に示す。

【表】

【表】 第１表には併せて各素材の完全溶体化温度を示
した。完全溶体化温度以上の高温度でスラブ加熱
した熱延板ではB₁₀が1.86〜1.89Teslaにほぼ一定
している。これに対し、完全溶体化温度以下の低
温度でスラブ加熱した熱延板ではB₁₀が1.92〜
1.98Teslaの高い値となつている。この場合、仕
上高温焼鈍の昇熱中850℃時点で引出した鋼板中
に（Si、Al）Ｎ析出物が多数存在していた。何故
AlNの不完全溶体化の時に（Si、Al）Ｎが析出す
るのか明確ではないが、おそらく完全溶体化の場
合には固溶Alが均一に多量に存在するためにAl
の必要拡散距離が短かく、侵入Ｎに容易に集まつ
てAlNとなるのに対し、不完全溶体化の場合には
Alの必要拡散距離が長くなるため、AlNになるに
はAlが不足して代りに鋼中に多量に存在するSiを
含むことになると考えられる。 本発明の実施形態を以下に述べる。まず素材成
分であるが、本発明が二次再結晶に必要な析出物
として（Si、Al）Ｎを使うことから、Si、Alの含
有が必須である。Siが1.5％未満では仕上高温焼
鈍時にα＋γの２相になり、二次再結晶方位が揃
わないので1.5％以上とする。また4.5％を超える
と冷間圧延時の割れが激しくなるので4.5％以下
とする。Al量は少くなり過ぎるとスラブ加熱時
のAlN溶体化温度が下り、熱延時の温度が過度に
低くなり、熱延板形状が不良になる。AlNの溶体
化温度は鋼中に含まれるAlとＮの積で決まり、
例えばジヤーナル オブ マグネチズム アンド
マグネチツク マテリアルズ（Journal of
Magnetism and Magnetic Materials）19
（1980）p15〜17に log〔Al％〕〔Ｎ％〕＝−10062／Ｔ＋2.72 Ｔ：AlNの溶体化温度(k) と示されている。本発明ではスラブ加熱時にAlN
を完全溶体化せずに一部のAlNを溶かすことを必
要条件としているので所望の熱延温度に合せて、
上式からAlとＮ量を決めれば良い。一般に熱延
温度は低すぎると鋼板形状の確保が難しく、下限
は1000℃程度である。又高すぎるとスラブ表面の
酸化溶融が進みノロが発生するので、ノロの発生
しない1270℃以下が望ましい。このようにスラブ
加熱温度として、1000〜1270℃範囲が適切である
ので、この範囲で完全溶体化しないAlとＮが決
まる。さらにＮについて言えば、約0.0095％を超
えるとブリスターと呼ばれる鋼板フクレを生じる
ので、これ以下とし、その条件下でAlを決める
事が望ましい。Si、Al以外の成分については、特
に規定する必要は無い。ただし、酸化物系介在
物、あるいは硫化物系介在物が熱延中に析出して
くると、固溶Alが、その周囲に析出してしま
い、後工程でＮ化により（Si、Al）Ｎを形成させ
るに必要なAlが消費されてしまうことになるの
で上記介在物は出来るだけ少くする事が重要であ
る。酸化物系介在物については、現行精錬技術で
は今迄以上に下る事はかなり困難な状況にある。
硫化物系介在物について、現行精錬技術でＳを下
げる事は可能でありＳ≦0.007％になると大きな
問題はなくなる。上述した成分を含有する溶鋼は
転炉、電気炉、平炉など全ての精錬法によるもの
が適用出来る。スラブの鋳造法としては、本発明
では線状二次再結晶不良が全く発生しないことか
ら、特に線状二次再結晶不良の発生し易い連続鋳
造法によりスラブとするのが効果的である。熱延
板は短時間の連続型の焼鈍をする必要がある。そ
の温度は900〜1150℃範囲が望ましい。この範囲
であれば温度が高いほど磁束密度は高くなる。次
にこの焼鈍板は冷間圧延される。必要に応じて中
間焼鈍をはさんで複数回の冷間圧延をする事も可
能であるが、一回冷間圧延でも充分高B₁₀とな
る。最終冷延率が高いほど高B₁₀となり、87％を
超えればB₁₀で1.92Tesla以上を容易に得ることが
出来る。製品板厚であるが、従来技術では0.28mm
未満の薄手になると線状二次再結晶不良の発生が
問題であつたが、本発明では薄手になつても、全
く二次再結晶不良の発生は無い。従つて、薄手製
品に本発明を適用する事で一段と本発明の意義は
高くなる。次に製品厚になつた冷延板は湿水素雰
囲気中で短時間の脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布
し、高温度長時間の仕上高温焼鈍を行う。本発明
では脱炭焼鈍後の鋼板を窒化能のある雰囲気中で
短時間焼鈍する方法、あるいは仕上高温焼鈍の昇
熱段階で窒化する事が必要である。特に後者は鋼
板を積層状態で焼鈍することから、雰囲気による
窒化は均一に出来ないので焼鈍分離剤中に窒化能
のある化合物を添加する方法で鋼板中に（Si、
Al）Ｎ析出物を形成させる必要が適当である。 実施例 １ Ｃ：0.053％、Si：3.35％、Mn：0.14％、Ｐ：
0.030％、Ｓ：0.006％、Al：0.032％、Ｎ：0.0073
％を含む鋼からなる連続鋳造スラブを(A)1150℃、
(B)1410℃で加熱後に1.8mmの熱延板とし、1120℃
×2′の焼鈍後に、一回の冷間圧延で0.20mmとし、
850℃×70″間だけ湿水素中で脱炭焼鈍し、MgO
中に５重量％のフエロ窒化マンガンを添加した焼
鈍分離剤を塗布し、10℃／hrの昇熱温度で1200℃
に加熱し20hr焼鈍した。この時の磁性は下記表の
とおりであり、スラブ加熱温度の低い(A)の場合
に、極めて良好な磁性が得られた。

【表】 実施例 ２ 実施例１の脱炭焼鈍板について５％NH₃を含む
窒素中で650℃×3′の加熱後に、焼鈍分離剤とし
てMgOを塗布し、実施例１と同一仕上高温焼鈍
を行つた。この時の磁性は下記表のとおりであり
スラブ加熱温度の低い(A)の場合に良好な磁性が得
られた。

【表】 実施例 ３ Ｃ：0.049％、Si：3.60％、Mn：0.18％、Ｐ：
0.003％、Ｓ：0.003％、Al：0.026％、Ｎ：0.0060
％を含む連続鋳造スラブを(A)1050℃、(B)1410℃で
加熱後に2.3mmの熱延板とし、1120℃×2′の焼鈍
後に、一回の冷間圧延で0.23mmとし、850℃×
90″間だけ湿水素中で脱炭焼鈍し、MgO中に５重
量％のフエロ窒化マンガンを添加した焼鈍分離剤
を塗布し、10℃／hrの昇熱速度で1200℃に加熱
し、20hr焼鈍した。この時の磁性は下記表のとお
りであり、スラブ加熱温度の低い(A)の場合に、極
めて良好な磁性が得られた。

【表】 【図面の簡単な説明】

第１図ａは本発明における析出物（Al、Si）Ｎ
の結晶構造を示す顕微鏡写真、第１図ｂは同じく
分析電子顕微鏡（UTW―EDX）による分析結果
を示す図、第２図は（Al、Si）Ｎの分析電子顕微
鏡による分析結果を示す図、第３図ａは本発明に
おける析出物（Al、Si）Ｎの結晶構造を示す電子
回折写真、第３図ｂはその指数付けを示す図であ
る。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Si：1.5〜4.5％、Al≦0.030％、Ｎ
   ≦0.0095％、Ｓ≦0.007％、残部Feおよび不可避
   的不純物からなる珪素鋼スラブを、スラブ中の
   AlとＮが完全に溶体化しない温度域に加熱して
   熱間圧延し、１回または２回以上の冷間圧延工程
   により最終板厚とし、次いで湿水素中で脱炭焼鈍
   し、焼鈍分離剤を塗布し、さらに、二次再結晶と
   鈍化を目的とした仕上焼鈍を行う一方向性珪素鋼
   板の製造方法であつて、二次再結晶開始前の鋼板
   中に窒化処理により、（Si、Al）Ｎを存在させ、
   該析出物によつて二次再結晶させることを特徴と
   する磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方
   法。 ２ 鋼板への窒化処理が、焼鈍分離剤中に窒化能
   のある化合物を添加し、鋼板表面に塗布し、仕上
   焼鈍を行うものである特許請求の範囲第１項記載
   の方法。 ３ 鋼板への窒化処理が、脱炭焼鈍終了後の鋼板
   を、窒化能のある雰囲気中で加熱処理するもので
   ある特許請求の範囲第１項記載の方法。