JPH01319632A - 珪素鋼板の製造方法 - 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、（１００１面集合組織をもった珪素鋼板、特
に板面に対して垂直方向に成長した結晶粒からなり、板
面に対して垂直方向に＜１００＞軸が高度に集積した電
磁用の珪素鋼板の製造方法に関する。

より具体的には回転機、変圧器、発電機等の磁心として
用いられる磁気特性に優れた珪素鋼板の製造方法に関す
る。

（従来の技術） 回転機、変圧器等の磁心には従来より珪素鋼板が用いら
れている。この珪素鋼板に要求される磁性は交番磁界中
での磁気的なエネルギー損失（鉄損）が少なく、実用的
な磁界中での磁束密度が高いということである。これを
実現するには電気抵抗を高め、容易磁化方向であるｂｃ
ｃ格子の＜　１００　＞方向を使用する際の磁界の方向
に集積させた鋼板とすることが必要となる。

現在３％程度のＳｉを含む一方向性珪素鋼板では圧延方
向に＜　１００　＞軸が集積し、圧延方向に磁界をかけ
て使用した場合価れた磁気特性を示す。しかし、回転機
等磁界が板面内の色々な方向にかかるような場合には、
この一方向性珪素鋼では圧延方向以外の方向に磁化し難
いため使用できず、いわゆる無方向性珪素鋼板が使用さ
れてきている。

このような板面内の１つの方向だけでなく２つ以上の方
向に磁界が加わる場合に最も適した集合組織は板面垂直
方向に＜　１００　＞軸が集積したものである。なぜな
ら、この場合、３つの互いに直交した＜　１００　＞軸
のうち２つの＜　１００　＞軸、すなわちち容易磁化方
向が必ず板面内にあるためである。

板面内での＜１００＞軸の集積具合は、用途によって望
まれるものが異なる。たとえば、板面内の互いに直交す
る２方向に磁界か加わるＥ　Ｉ型磁心のような場合は（
１００１＜００１＞もしくは（１００１＜０１１＞方位
の集合組織が好ましく、板面内のあらゆる方向に磁界が
加わる回転機のような場合には１１００＋面内無方向集
合Ｍｉ織のものを使うか、もしくは（１００）　＜００
１＞、＋１００＋　＜０１１＞型集合組織のものを板面
内での角度を変えて打ち抜いたものを重ねて使用するの
が好ましい。

現在までに知られている板面垂直方向に＜１．００＞軸
を持つ結晶粒組織の製造方法は次の通りである。

（１）凝固組織を用いる方法： 鋼を凝固させると熱流方向に＜１．００＞軸を持つ結晶
が成長する。よって板状に凝固させると熱流力ＩＪ　Ｌ
ｉ冷却面である板面に垂直となり、この方向に＜　１０
０　＞軸が配向した結晶粒組織となる。

（１−１）最近溶湯超急冷法と呼ばれる高速回転する冷
却ロールの表面に溶湯を吹き出し、０．０５〜０゜５ｍ
ｍ厚程鹿の薄板を直接製造する方法が研究されている。

この方法で６％程度の３１を含む珪素鋼薄帯を製造する
と板面に垂直かもしくはそれから２０〜３０°傾いた方
向に長軸を持つ柱状粒組織となる。しかし板面垂直方向
の＜１００＞軸密度は配向性のないものの高々３〜６倍
であり、＜１．０（１＞軸の集積度は不十分である。ま
たこの製法では板厚精度が悪く電磁鋼板にとって必要な
高い占積率は確保できない。

（１−２）インゴノ１〜柱状晶の（１００）繊維組織を
利用した（１００）　＜００１＞集合組織珪素鋼の製造
方法にあっては、特殊な鋳造方法によって製造した柱状
晶インゴットを（１００）面が圧延面となるように圧延
し、１０００℃以上の温度で焼鈍する。

（２）高温焼鈍による方法： （２−１）厚さ０．１５ｍｍ以下の薄珪素鋼板の場合、
弱酸化性の雰囲気中１０００°Ｃ以上の温度で焼鈍する
と、結晶粒は一度板厚程度の大きさに成長した後、板面
垂直方向に＜１００＞軸を持った結晶粒が表面エネルギ
ーを駆動力として優先成長する。

（２−２）　重量のＡｌ等を添加した珪素鋼を交叉圧延
（０’　と９０°方向に２回冷間圧延する圧延方法）し
、１１５０°Ｃの温度で最終の焼鈍を行うと（１００）
＜　００１　＞方位の結晶粒が２次再結晶するため、こ
れを利用してその集積度を高める。

（発明が解決しようとする課Ｈ） このように、従来技術にあってもすでにいくつか提案さ
れているが、今日要求されている特性からすれば、（１
−１）の方法では、＜　１００　＞軸の集積度が低くか
つ板厚精度、占積率に劣る。

一方、（１−２＞、（２−１）、（２−２）の方法で得
られる組織は集積度を高めようとすると非常に大きな結
晶粒組織となり通常板厚の１０〜１００倍の結晶粒とな
る。このため静磁界中ての磁化特性は良好でも、交番磁
界中では渦電流損失が大きく、十分に低損失とはならな
い。

また、（１−２）では特殊な鋳造方法によるインゴット
を用い、（２−１）では０．１５ｍｍ以下という薄い板
にしか適用できず（２−２ンでは交叉圧延という長尺の
ａ板には適用できない圧延方法によっており、工業的に
は実用化が非常に困難である。

なお、特開昭６１−４４１３０号−一一一一にてＳｉ：
２．０〜８．０重量％、Ｃ：０．０１６〜１．０００重
量％を含有する高珪素鉄合金超急冷薄帯を６００〜１３
００℃で脱炭焼鈍することを特徴とする面内無方向性電
磁鉄板の製造方法が開示されているが、これは焼鈍開始
時の低温での粒成長を抑制し、逆に高温域での粒成長性
を促進させるための方法であり、結晶方位制御について
は何ら言及されていない。

（課題を解決するための手段） ここに、本発明者らは、以上のような課題を解決するた
め研究を重ねた結果、ＣおよびＮを含有する冷間圧延珪
素鋼板は弱脱炭・脱窒焼鈍時に、オーステナイト相から
α−フェライト相へ変態する際に、板面に垂直方向に＜
１００＞軸か強く配向すること、および、この結晶を強
脱炭・脱窒焼鈍ずれば板厚中心に向かって成長すること
を見出し、本発明を完成した。

本発明の要旨は、Ｓｉ：　０．２〜６．５呵％、Ｎ：≧
０．００５　ｗｔ％かつＣ＋Ｎ：　２０．０３ｗｔ％を
含有する冷間圧延鋼帯を、そのオーステナイト単相また
はオーステナイＩ・相とα−フェライト相の二相状態に
なる温度であって、その脱炭・脱窒後、実質的にα−フ
ェライト単相となる温度で、かつ脱炭・脱窒性雰囲気中
で、Ｃ＋　Ｎ　：　５０．０１ｗｔ％となるまで焼鈍す
るごとにより、板面に対しく１．００＞軸を高度に集積
させることを特徴とする珪素鋼板の製造方法である。

前記冷間圧延鋼帯としては、前記成分に、さらにＭｎ＝
　　５４ｗｔ％、八Ｑ：　５３ｗｔ％およびｃｏ＝　　
５１ｗｔ％のうち１種または２種以上を含有してもよい
。

（作用） 本発明をさらに詳細に説明すれば、次の通りである。

Ｃ，Ｎでオーステナイト相領域を拡大した冷間圧延珪素
鋼をまずα−フェライト−トオーステナイト二組成もし
くはオーステナイト相温度域でかつＣ，Ｎを除去したと
きα−フェライｌ−単相となる温度域で、一般には８５
０〜１０００℃の温度域で真空中、もしくは露点−２０
°Ｃ以下の不活性ガス、Ｃ０１ＣＯ２および水素ガス雰
囲気等の弱脱炭・脱窒性であり、かつ弱酸化性または非
酸化性の雰囲気中で焼鈍する。この焼鈍によって表面か
ら５〜５０μｍの部分が脱炭、脱窒され、α−フェライ
ト相単相となる。内部は依然としてα−フェライト＋オ
ーステナイＩ・二相もしくはα−フェライト単相である
。

このような弱脱炭・脱窒性の雰囲気中では、表面部分は
容易に脱炭されるが、表面から１００μｍ以」―まで脱
炭・脱窒するには非常に多くの時間を要するので、表面
のα−フェライト粒は内部へはゆっくりとしか成長せず
、板面内方向へと２次元的に成長する。このとき、板面
に対し垂直方向に＜　１００　＞軸を持った粒が優先的
に成長し、表面のα−フェライト相単相領域は、板面垂
直方向に＜　１００　＞軸が強く配向した組織となる。

この表面α−フェライト粒の直径は高々３０〜３００μ
ｍ程度であるが、集積度は非常に高い。

続いて強く脱炭、脱窒の生じるたとえば露点が＋３０°
Ｃの水素中で６００℃以上かつ脱炭・脱窒後α−フェラ
イト単相となる温度で焼鈍すると、表面α−フェライト
粒が内部のα−フェライト＋オーステナイトニ相もしく
はオーステナイＩ・組成に向って成長し、最終的には両
表面から内部へ向って成長した柱状粒が板厚中心部で衝
突したα−フェライト相の柱状粒組織となる。

このようにα−フェライト→オーステナイト変態を利用
して表面で生成した集合ＭＪ織が内部にまで受は継がれ
る。

本発明において鋼組成および熱処理条件ならびに組織に
ついて種々限定するが、その限定理由は次の通りである
。なお、特にことわりがない限り「％」は「４％」であ
る。

訓戚二 Ｓｉ：透磁率および電気抵抗値を増加し、鉄損値を減少
させるため、また、機械的強度を上げるため０．２％以
」二とする。一方、過剰に加えると磁束密度が低下し、
かつ脆化するため、６．５％以下とする。好ましくは０
．６％以上、５％以下、より好ましくは０．８％以上、
４％以下である。

Ｃ，Ｎニオ−ステナイト域を拡大し、オーステナイト−
α−フェライト変態による集合組織制御を行うためＣ，
Ｎば１種もしくは２種を総量で０．００５呵％以上、か
つＣ］−Ｎが０．０３％以上含有させる。最終焼鈍によ
ってＣは０．００５％以下、好ましくは０．００３％以
下、Ｎは０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下
まで除去する必要があり、余り多量に加えるとこの脱炭
・脱窒焼鈍に長時間を要するので総量で１％以下とする
のが好ましい。

好ましくは０．０４ｗｔ％以上、０．５　ｗｔ％以下、
より好ましくは０．０６ｗｔ％以上、０．３　ｗｔ％以
下である。また、Ｎは珪素鋼中に０．１％以上添加する
ことは困難であり、かつ特にＡｌを含有させた場合、Ａ
ｌＮとして固着され、１０００°Ｃ以下の温度では鋼中
へ容易に溶解しないため、Ｎに代えてＣを用いるほうが
好ましい。

Ｍｎニオ−ステナイト−α−フェライト変態による集合
組織制御を容易にするため添加することが好ましい。し
かし、Ｍｎばオーステナイト域拡大元素であり、余り多
量に加えると変態温度が過度に低下してしまう。最終焼
鈍の後期は、脱炭・脱窒後、α−フェライト単相となる
温度で焼鈍する必要−ト、この焼鈍温度をあまり低下さ
せないため、脱炭・脱窒後のα−フェライトからオース
テナイトへの変態温度が８５０°Ｃ以上となるよう少量
添加する。さらに、珪素鋼板としては余り過剰に加える
と磁束密度が低下するため、４％以下とするのが好まし
い。具体的に添加できるＭｎ量はα−フェライＩ・域拡
犬元素であるＳｉ、Ａｌ量に依存するが１％の３１を含
有する場合およそ２．２％Ｍｎ以下、２％のＳｉを含有
する場合、およそ３．５％Ｍｎ以下である。

＃Ａｌば透磁率および電気抵抗値を上げ、鉄損値を低下
させるので添加することが好ましい。

しかし、過剰添加は脆化させるため、また最終焼鈍時に
表面酸化および内部酸化を生し易くさせるので３％以下
が好ましい。より好ましくは１％以下、さらに好ましく
は０．８％以下である。

Ｃｏ＋磁束密度を上昇させるため添加してもよいが、１
％を超えると効果がない。

その他所望により添加しても効果を減じない元素および
量は次の通りである。

Ｎｉ５２％、Ｍｏ５１％、Ｃｒ５１％、Ｃｕ５１％、Ｓ
　≦０．５　％、　Ｐ　≦０．５　％、　八Ｓ≦０．０
５％、Ｓｅ≦０．０５％、ｓｂ≦０．１％、Ｂ≦０．０
１％、ＴａＳ２，１％、７５０．０５％、ＴｉＳ２．０
５％。

左田１日刺が汰： 冷間圧延を施したものであれば特に問題はない。

ここで冷間圧延とは再結晶の生じない５００°Ｃ以下の
温度での圧延を言う。冷間圧延に際して、好ましくは２
０％以上、より好ましくは５０％以上の圧延率が良い。

また中間焼鈍をはさんで複数回圧延しても良い。板厚は
木質的に制限はないが、実用上の見地からは、集積度の
向上のため０．０５ｍｍ以上、脱炭・脱窒に長時間を要
するので２ｍｍ以下が好ましい。

読）しむ四重 再結晶させるため６００°Ｃ以上の温度で行うのが好ま
しい。

この焼鈍の際、板面に対し垂直方向に＜　１００　＞軸
の強く配向した組織とするため、まず（１）脱炭・脱窒
前にα−フェライト相とオーステナイト相の二相混合状
態もしくはオーステナイト相単相の状態でかつ実質的に
脱炭・脱窒されたときのα−フェライＩ・単相となる温
度で行う。このときの雰囲気は、板表面から５〜７０μ
ｍ程度の深さの領域が脱炭・脱窒され、α−フェライＩ
・単相となり、それ以上内部まで脱炭・脱窒が進行し難
い弱脱炭性・弱脱窒性もしくはその両者の雰囲気が好ま
しい。

このよ・うな遅い脱炭・脱窒によってオーステナイト相
からα−フェライト相へとゆっくりと変態させ、かつ板
面と平行な方向へとα−フェライト粒を成長させると、
板面に対し垂直な方向に＜１００＞軸を持ったα−フェ
ライト粒か選択的に生成、成長する。その後（２）表面
のα−フェライト粒を内部にまで成長させる時間を短縮
するため強く脱炭・脱窒の生ずる雰囲気中において、脱
炭・脱窒後α−フェライト相単相となる温度で再び焼鈍
するのが好ましい。第２段目の焼鈍である。このときの
雰囲気は内部まで脱炭・脱窒が進行する強脱炭性、強脱
窒性もしくはその両者の雰囲気である。

上述の第１段目、第２段目の焼鈍は連続して行っても良
く、また第１段目の焼鈍後絶縁コーティングを施し、そ
の後第２段目の焼鈍を行っても良い。

慕虜に雰１１Ｐ 前記第１段目の焼鈍の雰囲気として、その好適態様によ
れば、次のいずれかを選択する。

（］、）　１．　Ｔｏｒｒまでの真空：板面に対し垂直
な方向に＜１００＞軸を持ったα粒を選択的に生成、成
長させるためには、真空下、特にｌ　Ｔｏｒｒ以下の真
空が好ましく、工業的に達成可能な限り低真空でもよい
。

（２）ｎ点−２０°Ｃ未満−７０°Ｃ以上の不活性ガス
、Ｃ０１ＣＯ８および１１□ガスの１種もしくは２種以
上からなる雰囲気を用いる。

脱炭・脱窒速度が大きくなり、かつ表面酸化で集積度の
高い集合組織が形成されないため露点−２０℃未満の上
記ガスとし、工業的に達成可能な限り低露点でもよい。

一方、前記第２段目の焼鈍雰囲気としては、脱炭・脱窒
速度を大きくするため、露点Ｑ　’Ｃ以上の不活性ガス
および］１□ガスの１種もしくは２種以」二からなる雰
囲気を用いるのが好ましい。但し、浸炭しない範囲でＣ
ＯおよびＣＯ□ガスを含有していても良い。

次に、本発明を実施例によってさらに具体的に説明する
。

実施例１ 第１表の組成の鋼を真空溶製し、インゴットを作製した
後、３ｍｍの厚さまで熱間圧延し、その後０．５ｍｍの
厚さまで冷間圧延した。この薄板について第２表に示す
焼鈍条件で１段および２段目の焼鈍を施した。

この試料について断面光学顕微鏡観察による結晶粒組織
の状態、表面から柱状粒が内部へ向って成長している場
合は柱状粒部分の表面からの深さを測定すると共に、Ｃ
，Ｎ量の分析を行った。

＜　１００　＞軸の密度は、Ｅ　ＣＰ　　（Ｅｌｅｃｔ
ｒｏｎ　ＣｈａｎｎｅｌＰａ　ｔｅｒｎ）法により、各
試験片毎に２００個の結晶粒の方向を測定し、板面垂直
方向から±５°以内に＜１．００＞軸を持つ結晶粒の数
の全体に対する比率を、配向性のない場合との比率で割
った値とした。

明らかに本発明にかかる方法によって集積度の高い＋１
００）組織合組織が形成される。

実施例２ 第１表の鋼種りの鋼を真空中で溶製し、そのインゴット
を熱間圧延によって３ｍｍの厚さまで圧延し、その後、
冷間圧延によって１ｍｍの厚さまで圧延し、８５０°Ｃ
で３分間焼鈍してから後０．１−０．５ｍｍの厚さまで
再び冷間圧延した。この薄板を露点−３５°Ｃの３％の
ｔｈを含むＡｒ−ｔＬｚ中で１０００°ＣＸ　５　ｂ焼
鈍し、次いで、（Ａ）露点＋２５゛Ｃの２０％１１２−
Ａｒ中、８５０°Ｃｘ１５ｍ１ｎ、　もしくは（Ｂ）露
点−２５℃の＋＋２中８５０°ＣＸ２４ｈの各熱処理条
件での焼鈍を施した。

（Ａ）の熱処理条件は強脱炭・脱窒処理を行う場合、（
Ｂ）はそれを行わない場合のそれである。

この試料から内径５０ｍｍ、外径６０ｍｍのリング状試
料を打ち抜き、１００クーンの１次コイルおよび１００
ターンの２次コイルをこれに巻きつけ磁化力が５０００
Δ／ｍのときの磁束密度Ｂｓｏおよび５０Ｈｚの交番磁
界中で磁束密度が１．５Ｔとなるまで磁化した時の鉄損
ＷＩＳ１５０を求めた。その結果を第３表に記す。

なお、磁束密度は値が大きいほうが、鉄損は値が小さい
ほうが磁気特性がすくれていると考えられる。

第３表の結果からは比較例と比べて、本発明のものはい
ずれもずくれた磁気特性を有する。強脱炭・脱窒処理を
行ったものが一層ずくれた磁気特性を示している。

第３表 （発明の効果） かくして、本発明にかかる方法によれば：（１）例えば
、焼鈍温度が８５０〜１０００°Ｃという比較的低い温
度で十分に＜　１００　＞軸を板面垂直方向に強く配向
させ得る。

（２＋　０　、２％という低Ｓｉ量から６．５％という
高ＳＩ量のものまで広い組織領域で珪素鋼板の製造が可
能である。

（３）板厚に影響されず、数ｍｍ厚のものでも十分に集
合組織の制御が可能である。

（４）２次再結晶によって集合組織制御したものでは、
数ｍｍ〜数士闘とい粗大な結晶粒となるが、本発明では
５０〜５００　μｍ程度の微細な柱状粒となり、渦電流
損失が一段と低減される。

以上詳述したように、本発明は、脱炭、脱窒に伴って起
こるγ−α変態に際しての優先的粒成長を巧みに利用す
るものであり、＋１００１面集合組組織容易に形成され
ることから、その磁気特性の改善も著しく、その意義は
大きい。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｓｉ：０．２〜６．５ｗｔ％、Ｎ：≧０．００５
   ｗｔ％かつＣ＋Ｎ：≧０．０３ｗｔ％を含有する冷間圧
   延鋼帯を、そのオーステナイト単相またはオーステナイ
   ト相とα−フェライト相の二相状態になる温度であって
   、その脱炭・脱窒後、実質的にα−フェライト単相とな
   る温度で、かつ脱炭・脱窒性雰囲気中で、Ｃ＋Ｎ：≦０
   ．０１ｗｔ％となるまで焼鈍することにより、板面に対
   し＜１００＞軸を高度に集積させることを特徴とする珪
   素鋼板の製造方法。
2. （２）前記冷間圧延鋼帯が、さらにＭｎ≦４ｗｔ％、Ａ
   ｌ：≦３ｗｔ％およびＣｏ：≦１ｗｔ％のうちの１種ま
   たは２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載
   の方法。