JPH02274845A - セミプロセス電磁鋼板 - 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） この発明は、変圧器や電動機等の鉄心形状或いは磁気シ
ールド材に加工した後に脱炭を伴う歪取り焼鈍を実施す
ることで板面垂直方向に結晶格子のＨ００）軸が高密度
に集積した磁束密度の高い材料とすることのできるセミ
プロセス電磁鋼板に関するものである。

（従来の技術〉 一般に、電動機１発電機、変圧器等の鉄心材料には高率
でｓｉを含有すると共にＣ等の不純物元素を極力抑えた
電磁鋼板が使用されているが、この電磁鋼板には低い鉄
損値と高い磁束密度が要求されており、これら所要磁気
特性を実現するためには電気抵抗を高めかつ磁化容易軸
方向である体心立方格子の＜１００＞軸を使用磁界方向
に集積今せるのが有効とされている。

そして、使用磁界方向が一方向に限られている場合には
、このような使用形態の下で特に良好な磁気特性を示す
３％程度（以降、成分割合を示す％は重量％とする）の
ＳＮを含んだ一方向性電磁鋼板が適用される。これは、
第１図（ａ）で示すように、一方向性電磁鋼板では（１
１０）面が板面に平行していてＨＯＯ）軸を圧延方向に
集積させているため、圧延方向に磁界をかけて使用した
場合の磁気特性が著しく優れていることによるものであ
る。しかし、一方で、この一方向性電磁鋼板は圧延方向
以外の方向の磁化が難しく、そのため電動機や発電機等
の回転機器の如き磁界が板面内の様々な方向に作用する
部材として使用した場合には格別な効果の得られるもの
ではなかった。

そこで、磁界が板面内の不特定方向に作用する用途の場
合には、第１図中）〜第１図（ａ）に示されるような集
合組織を持つ“無方向性電磁鋼板”が使用される。もっ
とも、これら無方向性電磁鋼板の中にあっても、実際に
良好な磁気特性を示すのは第１図（ｂ）乃至第１図（ｄ
ｌに示すような（１００）面が板面に平行しく１００＞
軸が板面垂直方向に集積したものであるが、このような
集合組織を持つと３つの互いに直交した＜１００＞軸の
うちの２つまでが板面に平行となる。そして、この板面
に平行な２つの＜１００＞軸の集積具合は用途によって
望まれるものが異なり、例えば板面内の互いに直交する
２方向に磁界が加わる“ＥＩ型鉄心”のような場合は第
１図中）及び第１図（Ｃ）に示す如き（１００）　＜Ｏ
ＯＨ，（１００）　（０１１）方位の集合組織のものが
好ましく、また板面内のあらゆる方向に磁界が加わるも
のの場合は第１図（ｄ）に示す（１００）面内無方向集
合組織のものを使用するか、もしくは第１図中）及び第
１図（Ｃ）に示す（１０Ｇ）　　＜００１＞、　　　（
１００）　　＜０１１）　　型集合組織のものを板面内
で角度を変えて打ち抜き、これらを重ね合わせて使用す
るのが好ましいと言える。

ところで、このような板面垂直方向に＜ｉ　ｏ　ｏ＞軸
を持つ無方向性電磁鋼板は、従来、次に示す如き「凝固
組織を用いる方法」と「高温焼鈍による方法」の２方法
で製造されている。

このうち、「凝固組織を用いる方法」は「綱を凝固させ
ると熱流方向に＜１００＞軸を持つ結晶が成長するが、
板状に凝固させると冷却面である板面に対して熱流方向
が垂直となるのでこの方向に０００＞軸が配向する」と
の“綱の凝固時における結晶の配向性”を利用したもの
で、具体的には”溶湯超急冷法によるもの“と“インゴ
ット柱状晶を利用する方法”の２方法がある。

“溶湯急冷によるもの”は、高速回転する冷却ロールの
表面に溶湯を噴出して０．０５〜０．５論厚程度の薄板
を直接的に製造する方法であり、この方法で６％程度の
Ｓｉを含む珪素薄帯を製造すると板面に垂直か或いは垂
直方向に対して２０〜３０”傾いた方向に長軸を持つ柱
状粒組織が得られる。

一方、“インゴット柱状晶を利用する方法“は、特殊な
鋳造方法によって製造したＨ　００＞繊維組織の柱状晶
インゴットを（１００）面が圧延面となるように圧延し
、これを１０００℃以上の温度で焼鈍して（１００）（
００１＞集合組織の珪素鋼板を製造する方法である。

これに対して、「高温焼鈍による方法」は高温焼鈍によ
って板面垂直方向に＜１００＞軸を持った結晶粒を成長
させる方法で、次の２つの手法が知られている。

一つは、焼鈍雰囲気の規定に主たる特徴を持った方法で
あって、厚さ：０．１５ｗ以下の薄珪素鋼板を用い、弱
酸化性雰囲気下において１０００℃以上の温度で焼鈍を
施す手法である。この方法によると、既存の結晶粒は一
旦板厚程度の大きさにまで成長するが、その後表面エネ
ルギーを駆動力として板面垂直方向に０００）軸を持っ
た結晶粒が優先的に成長することとなる。

今一つは、Ｍ等を微量添加した珪素鋼を用い、これを０
＠と９０°の両方向に圧延（交叉圧延）してから１１５
０℃の温度で最終焼鈍を行う方法であって、２次再結晶
により（１００）　　＜００１＞方位の結晶粒を実現す
る手法である。

しかしながら、これら何れの方法にも以下に示すような
各種の問題点が指摘されており、所望性能の製品を安定
して製造する一ヒて少なからぬ障害となっていた。

（発明が解決しようとする課題） 即ち、「凝固組織を用いる方法」のうちの″溶湯急冷法
によるもの”では、得られる電磁鋼板は板面垂直方向の
＜１００＞軸密度が３〜６倍程度しかなく、また板厚精
度も低いため、電磁鋼板に必要とされる高い占積率は確
保できない。

また、“インゴット柱状晶を用いる方法”では板面垂直
方向にＨ００）軸を高密度で集積させると非常に大きな
結晶粒組織となり、通常は板厚の１０〜１００倍の結晶
粒となる。このため、交流磁界中では渦電流損失が大き
く、十分な低鉄損が確保できない、しかも、特殊な鋳造
方法の採用が必要であることから、工業的規模で実施す
るのは困難である。

他方、「高温焼鈍による方法」では、何れの手法によっ
ても上記「凝固組織を用いる方法」での“インゴット柱
状晶を用いる方法”の場合と同様の問題が指摘されてい
る。つまり、弱酸化性雰囲気で焼鈍を行う場合であって
も、また交叉圧延を行う場合であっても、得られる電磁
鋼板の“板面垂直方向の＜１００＞軸の集積度”を高め
ようとすると結晶粒組織が非常に大きくなり、交流磁界
中での鉄損特性が悪化するのを防止できなかった。

加えて、“弱酸化性雰囲気で焼鈍を行う方法”は厚さ０
．１５ｍ以下の掻く薄い板にしか適用できないとの制約
もあり、何れにしても工業的に満足できる方法とは言い
難かった。

このようなことから、本発明の目的は、従来の電磁鋼板
に指摘される前記問題点を払拭し、高磁束密度でしかも
鉄損特性の良好な電磁材料製品を簡単かつ安定に提供し
得る工業的な手段を見出すことに置かれた。

く課題を解決するための手段〉 本発明者等は、上記目的を達成すべく数多くの実験を繰
り返しながら研究を重ねた結果、ｒｓｔ含有量の他にＣ
含有量等をも特定範囲に規制した珪素鋼板に、歪取焼鈍
を行っていないセミプロセス電磁鋼板の段階で“板面垂
直方向への０００＞軸密度の高いα単相の集合組織”の
表層を形成しておくと共に、鉄心形状又は磁気シールド
材への加工後に施される歪取焼純を脱炭が進行する条件
で実施するようにし、この脱炭を兼ねた歪取焼純によっ
て脱炭が進行する過程で表層以外の鋼板内部にＴ−α変
態を発生させると、板厚全体にわたり板面垂直方向に０
００＞軸が高密度で集積した“低鉄損で磁束密度も高い
結晶粒組織の電磁鋼板製品”が格別な寸法上の制限を受
けることなく、しかも工業的に十分満足できる規模で簡
単かつ安定して得られる」ことを知見するに至った。

本発明は、上記知見等に基づいてなされたものであり、 ｒｃ：０，０２〜１．０％及びＳｉ　：　０．２〜６．
５％を含むと共に、必要によりＭｎ：５％以下をも含み
、ｃ　：　ｏ、ｏｉ％以下まで脱炭したときに８５０℃
以下の温度で実質的にα−フェライト単相となる板厚：
　Ｏ，ＯＳ〜５謳の鋼板であって、かつ、その表層部の
５〜１００趨が平均結晶粒径：ｌ鶴以下で板面垂直方向
にＨ００＞軸が高密度に集積したＣ　：　０．０１％以
下の脱炭層とされた状態にセミプロセス電磁鋼板を構成
した点」 に特徴を有している。

〈作用） まず、本発明に係るセミプロセス電磁鋼板の製造は次の
ような観点の下に行われる。

即ち、従来、電磁鋼板に対する焼鈍はα−フェライト単
相の温度域で行うのが通例である。これに対し、Ｃを適
量添加Ｃてオーステナイト相（Ｔ相）の温度域を拡大し
た冷間圧延珪素銅板を“脱炭が完了したときにα単相と
なる温度域”において例えば弱酸化性雰囲気で焼鈍する
と、この焼鈍ではＣが十分に含有されていることから〔
α＋Ｔ〕２相域若しくはＴ単相の温度域で焼鈍が行われ
ることになる。

その結果、弱酸化性雰囲気下での焼鈍のため表層部領域
が脱炭され、この部分のみがα単相となる。そして、こ
のα単相域が深部まで至らないような弱酸化性雰囲気条
件での保持により、α結晶粒は第２図に示す如く板面垂
直方向に成長する。

かくして、珪素鋼板の表層部領域は板面垂直方向に〈１
００＞軸が強く集積したα単相の集合組織を持つように
なる。なお、この際の粒成長は表面エネルギーを駆動力
としたものと推定される。そして、この段階での珪素鋼
板表層のα粒は、板面平行方向に３０〜３００１Ｉａ程
度の大きさの柱状粒となっている。

このようにして製造されたセミプロセス電磁鋼板は、例
えば客先などで打ち抜き等によって変圧器や電動機の鉄
心形状や磁気シールド材に加工後、歪取焼鈍を脱炭雰囲
気下で実施して脱炭を進行させると、表層のα粒が内部
の〔α＋ｒ３２相域もしくはＴ相域に向かって成長し、
最終的には第３図に示す如く　“両表面から内部へ向か
って延びた柱状粒が板厚中心部で衝突したα単相の柱状
粒組織“となる。

上述のように、本発明に係るセミプロセス電磁鋼板は、
歪取焼純での脱炭過程でＴ−α変態を生じさせると予め
表層で成長していた（１０　Ｇ）集合組織が粒成長によ
り内部にまで受は継がれ、仮全体を簡単・容易に（１０
０）集合組織とすることができる。しかも、粒成長の過
程で板面垂直方向の＜１００＞軸の集積度も向上する。

そして、このような処理によって実現された高集積度の
（１００）集合組織では、その柱状晶の直径が板厚の数
倍以下であると渦電流損失が従来のものよりも格段に低
下し、かつ高磁束密度となることも判明した。

ところで、本発明においてセミプロセス電磁鋼板の成分
組成や板厚等を前記の如くに数値限定したのは次の理由
による。

＾）鋼板の成分組成 旦 客先等における加工後の歪取焼純の際、脱炭に伴うＴ−
α変態を利用した集合組織制御を行うためには、歪取焼
鈍前の段階でのセミプロセス電磁鋼板のＣ含有量は０．
０２％以上、好ましくは０．０５％以上を必要とする。

しかし、Ｃ含有量が多くなり過ぎると脱炭時間が長くな
って工業プロセスとし７て好ましくなくなることから、
Ｃ含有量は１．０％以下、好ましくは０．５９４以下、
出来れば０．３％以下とする。

なお、歪取り焼鈍後の段階におけるＣ含有量は、磁気特
性を劣化させないために０．０１％以下、好ましくは０
．００５％以下、出来れば０．００３％以下を目標とす
るのが良い。

Ｓｔ 磁気特性や機械的性質確保のためにＳｔ含有量は０．２
％以上とする必要があるが、好ましくは１％以上の添加
するのが良い、ただ、過剰にＳｔを含有させると材料の
脆化が著しくなるばかりか磁束密度の低下を招くように
もなることから、Ｓ１含有量の上限を６．５％と定めた
が、好ましくは５９４以下、より好ましくは４％以下に
抑えるのが良い。

ガｎ Ｍｎには電気抵抗を増大させて渦電流損失を低下させる
作用に加えて、Ｔ相温度域を拡大しＴ−α変態利用の集
合組織制御を容易化する作用があるので添加することが
望まれる成分であるが、添加する場合は０．５％以上、
特に０．８％以上含有させるのが望ましく、何れにして
も脱炭完了後８５０℃以下で実質的にα−フェライト単
相となる量を最大限として添加する。これは、Ｍｎを多
量に含有させると脱炭完了後実質的にα−フェライト単
相となる温度が低下し、焼鈍温度を極端に低くしなけれ
ばならないためである。もっとも、５Ｂ３１が高い場°
合にはＭｎを多量に含有させることができるが、５％を
超えてｈを含有させると磁束密度の低下を招くようにな
ることから、Ｍｎ含有量の上限は５％と定めた。

なお、「実質的にα−フェライト単相となる」とは、Ｍ
ｎＳやＡｊＮ等の微量な第二相が存在しても良いことを
意味している。

そして、Ｃ，Ｓｉ、　Ｍｎ以外の成分で本発明の効果を
損なわずに含有させ得るものとして次のものが挙げられ
る。即ち、Ａｊ：３％以下、Ｗ、　Ｖ　、Ｃｒ、Ｃｏ。

Ｎｌ及びＭｏの１種以上：１％以下、Ｃｕ　：　０．５
％以下、Ｎｂ　：　０．５％以下、Ｎ：０．０５％以下
、Ｓ：Ｏ，Ｓ％以下、Ｓｂ、Ｓｅ及びＡ３の１種以上？
　０．０５％以下、Ｂ　：　０．００５％以下並びにＰ
：０．５％以下。

Ｂ）鋼板の板厚 本発明では、結晶組織的な面から板厚に上限を設ける必
要はない、しかし、板厚が厚いと内部まで脱炭するのに
長時間を要し、また渦電流損失が増大するのでその上限
を５ｍｍに定めたが、好ましくは１鶴以下、出来れば０
．５ｍ以下とするのが良い、一方、十分に集積した（１
００）集合組織とするためには少なくとも０．０５ｍの
板厚が必要であるが、好ましくは０，１ｍ以上、更には
０．１５ｍ以上とするのが良い。

Ｃ）セミプロセス電磁鋼板（歪取焼鈍前）の結晶組織 鋼板表層部に５〜１００ＱのＣ：０．０１％以下の脱炭
層が存在し、その脱炭層の結晶粒が平均直径１日以下で
、しかも板面垂直方向に＜１００＞軸が高度に集積した
結晶組織である必要があり、この条件を満たしていない
と、その後の歪取脱炭焼鈍によっても製品に所望の結晶
組織を実現することが困難となる。なお、＜１００＞軸
の集積度は、歪取脱炭焼鈍後に十分な磁気特性を確保す
るため結晶方位配向のないもの（ランダムなもの）に比
べて３倍以上が好ましく、より好ましくは５倍以上、出
来れば１０〜１５倍以上であるのが良い。

そして、先にも触れたが、このような鋼板表層部の特殊
な結晶組織は次のような方法で形成することができる。

即ち、最終製品板厚に冷間圧延された珪素鋼板を、脱炭
完了後、α−フェライト単相となる温度域で弱脱炭焼鈍
すれば良い。

弱脱炭焼鈍は、例えば１０−　’　Ｔｏｒｒ以下の真空
中、もしくは露点：０℃以下のＨ，、Ｈｅｎ　Ｍｅ、　
Ａｒ＋　Ｋｒ＋χｅ、　Ｒｎ、　Ｎｌの１種又は２種以
上の雰囲気中にて８５０℃以上の温度で行い、鋼板表層
部に表面から５〜１００ｍの深さでα単相域を形成する
。なお、焼鈍時間は好ましくは１分〜４８時間程度であ
る。

ところで、本発明に係る電磁鋼板用のストリップは格別
にその製造条件を問うものではないが、冷間圧延に際し
ての圧下率は１０％以上、好ましくは３０％以上、出来
れば５０％以上とするのが良い０通常は、連続鋳造−熱
間圧延−冷間圧延の工程が採用されるが、その後に前述
した歪取焼鈍前の結晶組織を形成する弱脱炭焼純工程が
取り入れられ、セミプロセス電磁鋼板が製造される。な
お、この際、熱間圧延後に焼鈍を行ったり、或いは冷間
圧延を複数回行うと共に圧延間に中間焼鈍を行うこと等
は何らの妨げともならない。

上記冷延板は、連続鋳造に代わって例えば溶鋼を５０ｆ
ｌ以下の板厚に直接凝固させた薄スラブ又は溶湯超急冷
法による極薄板を直接又は熱間圧延後に冷間圧延して製
造しても良いことは言うまでもない。

なお、ここで言う「冷間圧延」とは「再結晶の生じない
５００℃以下での圧延」を指している。

さて、セミプロセス電磁鋼板は、例えば客先等において
変圧器や電動機の鉄心形状或いは磁気シールド材に加工
された後歪取焼鈍が施されて使用されるものであるが、
本発明に係るセミプロセス電磁鋼板での上記歪取焼鈍は
通常の脱炭完了後、にα−フェライト単相となる温度域
で強脱炭焼鈍する形態で実施される。これにより、歪取
焼鈍前には脱炭の行われていない鋼板内部については〔
α＋Ｔ〕２相域もしくはＴ単相域の温度で焼鈍が行われ
ることとなり、該脱炭焼純によってこの部分の脱炭が進
行するにつれ表層部より内部に向かってＴ−α変態が生
じ、最終的には全板厚を通じて板面垂直方向にＨ００＞
軸が強く集積した実質的にα単相の柱状組織が得られる
。

上記歪取焼純の雰囲気は強脱炭性雰囲気であり、例えば
露点：０℃以上のＨ！に不活性ガス又はＣＯ或いはＣＯ
冨を添加したガス中で６５０〜９００℃の温度で焼鈍し
、板表層部に形成したα単相域を板肉部に向かって成長
させる。焼鈍時間は、好ましくは５分〜２０時間程度で
ある。

なお、この歪取焼鈍工程は、当初のＣ含有量下でα相と
セメンタイトとの混合相となる温度域で行っても良い。

また、本発明に係るセミプロセス電磁鋼板から製造され
る製品にはコーティング等によって表面に絶縁皮膜を形
成することが好ましいが、この工程は通常は鉄心等に加
工される前に行われる。

続いて、本発明を実施例により更に具体的に説明する。

（実施例） 第１表に示す１１種類の組成（Ａ−Ｋ）の真空溶製イン
ゴットを熱間鍛造にて３０ｍ厚の板となし、次いで得ら
れた各板を２．３箇厚まで熱間圧延した後、０．５ｍｍ
厚まで冷間圧延した。しかる後、真空中で８７０〜１１
５０℃、１分〜２４時間の弱脱炭焼鈍を施し、セミプロ
セス製品とした。

上記焼鈍条件と表層部のＣ５０，０１％以下の脱炭層の
厚み、結晶粒径及びこの脱炭層の板面垂直方向の＜ｉ　
ｏ　ｏ＞軸密度に対応するＸ線の（２００）面反射強度
をまとめて第２表に示す。

次に、得られたセミプロセス電磁鋼板から外径４５ｍｍ
、内径３３■のリング状試片を打ち抜いた後、歪取焼純
としてＨ８を２０％含む露点：＋４０℃のＡｒ気流中で
の８５０℃、５分〜５時間の強脱炭焼鈍”を施した。こ
の歪取焼純後のＣ量は、全ての試料について０．００３
％以下となった。

そして、歪取焼鈍を終えた各試料の“表面から板厚の２
７５の位置”においてＸ線回折測定を行い、板面垂直方
向の０００＞軸密度に対応するＸ線の（２００）面反射
強度を配向性のないものの倍数で求めると共に、結晶粒
径を求めた。

これらの測定結果も第２表に併せて示した。

第２表に示される結果からも次のことが確認できる。即
ち、Ｃ量が０．０２％未満と本発明での規定よりも低い
組成りのインゴットから得られた鋼板は、セミプロセス
製品段階で表層部のみが脱炭層を形成した本発明に係る
製品にならず、このようなものでは歪取焼鈍後の全厚に
亘る板面垂直方向のＨＯＯ＞軸集積度が極端に低い。

また、Ｓｉ含有量が６．５％を大きく上回る組成Ｊのイ
ンゴットから得られた鋼板は歪取焼鈍後も飽和磁束密度
が極めて低く、良好な集合組織ができても圧延方向のＢ
ＩＧの値はそれ程高（ならない。

そして、Ｍｎ含有量が５％を大きく上回る組成にのイン
ゴットから得られた鋼板は、冷延後に施された前記弱脱
炭焼純の温度では脱炭はなされてもα単相とならないの
で本発明に係る製品にならず、このようなものでは歪取
焼鈍後も＜１００＞軸密度が高くならないため良好な磁
気特性を獲得できない。

これに対して、組成Ａ並びに−Ｃ−Ｉのインゴットから
得られた本発明に係るセミプロセス製品については、何
れも歪取焼鈍後に“板面垂直方向に成長したα相の柱状
組織”が実現されており、しかも＜１００＞軸が全板厚
に亘り板面垂直方向に強く集積していて優れた磁気特性
を発揮することが確認できる。

（効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、板面垂直方向
に結晶格子の＜１００＞軸が高密度に集積したところの
、高磁束密度、低鉄損の電磁材料製品を容易かつ安定し
て実現し得るセミプロセス電磁鋼板が得られるなど、産
業上極めて有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、電磁鋼板の結晶配列を説明した模式図であり
、第１図（ａ）、第１図世）、第１図（Ｃ）、第１図（
ｄ）及び第１図（８）はそれぞれ別の例を示したも・の
である。 第２図は、本発明に係るセミプロセス電磁鋼板断面の金
属組織例を示した写真図である。 第３図は、本発明に係るセミプロセス電磁鋼板を歪取脱
炭焼鈍した後の断面組織を示した金属組織写真図である
。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．０２〜１．０重量％及びＳｉ：０．２〜
   ６．５重量％を含み、Ｃ：０．０１重量％以下まで脱炭
   したときに８５０℃以下の温度で実質的にα−フェライ
   ト単相となる板厚：０．０５〜５ｍｍの鋼板であって、
   その表層部の５〜１００μｍが平均結晶粒径：１ｍｍ以
   下で板面垂直方向に〈１００〉軸が高密度に集積したＣ
   ：０．０１重量％以下の脱炭層とされたことを特徴とす
   るセミプロセス電磁鋼板。
2. （２）Ｃ：０．０２〜１．０重量％、Ｓｉ：０．２〜６
   ．５重量％及びＭｎ：５重量％以下を含み、Ｃ：０．０
   １重量％以下まで脱炭したときに８５０℃以下の温度で
   実質的にα−フェライト単相となる板厚：０．０５〜５
   ｍｍの鋼板であって、その表層部の５〜１００μｍが平
   均結晶粒径；１ｍｍ以下で板面垂直方向に〈１００〉軸
   が高密度に集積したＣ：０．０１重量％以下の脱炭層と
   されたことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。