JPH0651897B2 - セミプロセス電磁鋼板 - Google Patents

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〈１００〉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，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
集積さ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Si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｛１１
０｝面が板面に平行していて〈１００〉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(b)〜第１図(e)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)に示す
ような｛１００｝面が板面に平行し〈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(b)
及び第１図(c)に示す如き｛１００｝〈００１〉，｛１
００｝〈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(b)及び第１図(c)に示す
｛１００｝〈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〈１００〉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「鋼を凝固させ
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〈１００〉軸が配向する」
との“鋼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0.05〜0.5mm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〈１００〉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：0.15mm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〈１００〉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、Al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
して製造する上で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〈１００〉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0.15mm
以下の極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。

〈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、「Si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〈１００〉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鈍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鈍によっ
て脱炭が進行する過程で表層以外の鋼板内部にγ→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
〈１００〉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、 「Ｃ：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：0.01％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、か
つ、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％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
量添加してオーステナイト相（γ相）の温度域を拡大し
た冷間圧延珪素鋼板を“脱炭が完了したときにα単相と
なる温度域”において例えば弱脱炭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＋γ〕２相域若しくはγ単相の温度域で焼鈍が行わ
れることになる。

その結果、弱脱炭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脱炭性雰囲気条
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〈１００〉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３
０〜３００μｍ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＋γ〕２相域もしくはγ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、
歪取焼鈍での脱炭過程でγ→α変態を生じさせると予め
表層で成長していた｛１００｝集合組織が粒成長により
内部にまで受け継がれ、板全体を簡単・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。

A)鋼板の成分組成 Ｃ 客先等における加工後の歪取焼鈍の際、脱炭に伴うγ→
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0.5％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。

Si 磁気特性や機械的性質確保のためにSi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Si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、Si含有量の上限を6.5％と定めたが、好まし
くは５％以下、より好ましくは４％以下に抑えるのが良
い。

Mn 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、γ相温度域を拡大しγ→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、Si量が高い場合にはMnを多量
に含有させることができるが、５％を超えてMn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、Mn
ＳやAlＮ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、Al：３％以下、W,V,Cr,Co,Ni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：0.5％以下、Sb,Se及びAs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１mm以下、出来れば0.5m
m以下とするのが良い。一方、十分に集積した｛１０
０｝集合組織とするためには少なくとも0.05mmの板厚が
必要であるが、好ましくは0.1mm以上、更には0.15mm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５〜１００μｍ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１mm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^-1Torr以下の真空中、もしくは
露点：０℃以下のH₂,He,Ne,Ar,Kr,Xe,Rn,N₂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５〜１００μｍ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。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鈍工程が
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５０mm
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
＋γ〕２相域もしくはγ単相域の温度で焼鈍が行われる
こととなり、該脱炭焼鈍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γ→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〈１０
０〉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。

上記歪取焼鈍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_２に不活性ガス又はＣＯ或いはＣＯ
_２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単相域を板内部に向かって成
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３０mm厚の板となし、次いで得ら
れた各板を2.3mm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８７０〜１１５０℃，
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Ｃ≦0.01％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〈１０
０〉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３３mmのリング状試片を打ち抜いた後、歪取焼鈍と
して“Ｈ_２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
歪取焼鈍後の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/
5の位置”においてＸ線回折測定を行い、板面垂直方向
の〈１００〉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
Ｂ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〈１００〉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_１０
の値はそれ程高くならない。

そして、Mn含有量が５％を大きく上回る組成Ｋ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
焼鈍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(b)，第１図(c)，第１図(d)及び
第１図(e)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. 【請求項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８
   ５０℃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５〜１
   ００μｍ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. 【請求項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：0.01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。