JP3316854B2 - 二方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

二方向性電磁鋼板およびその製造方法

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Description

【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は小型の変圧器などに適用する、磁気特性の優
れた電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。
背景技術 電動機、発電機または変圧器などの磁心材料には、珪
素鋼板若しくは電磁鋼板が用いられ、これらの鋼板は、
使用時の損失が小さくかつ磁束密度が大きいことが要求
される。
従来から、電磁鋼板には無方向性電磁鋼板と方向性珪
素鋼板とがある。通常、電気機器の磁心には、渦電流の
発生を抑止して鉄損を低く押さえるため、薄くしたこれ
ら電磁鋼板を積層して使用する。その場合の磁化方向は
板面に平行な方向である。無方向性電磁鋼板では、磁化
方向が板面に平行であれば、いずれの向きでも磁気特性
が良好であり、小型モーターなどに好んで用いられる。
これに対し方向性珪素鋼板では、板面に平行な特定の方
向、すなわち板の圧延方向に平行な方向に磁化した場合
に、特に優れた磁気特性を示すが、それ以外の方向に磁
化した場合には、無方向性電磁鋼板に比べると劣る。こ
のため、方向性電磁鋼板は、板の圧延方向が常に磁化の
方向と一致するように、組合わせて積層したり、巻鉄心
としたりして、より一層損失の少ない変圧器の製造など
に適用されている。
鉄の結晶には磁気的な異方性があり、鉄の単結晶のモ
デルを立方体とすれば、立方体の面に垂直な方向、すな
わち〈001〉軸方向に磁化した時の磁気特性がもっとも
優れている。方向性珪素鋼板は、それを構成する鉄の結
晶粒のほとんどが圧延方向に〈001〉軸が平行で、板面
に｛110｝面が平行な方向に揃っており、この｛110｝
〈001〉方位は通常ゴス方位と呼ばれている。無方向性
電磁鋼板は、通常の冷延鋼板とほぼ同じ製造条件で製造
されるのに対し、方向性珪素鋼板の製造では、３％前後
のSiを含む鋼を用い、冷間圧延後に通常の再結晶焼鈍を
おこなってから、さらに高温で焼鈍される。その焼鈍の
際に、インヒビターと称する硫化物や窒化物の助けを借
りてゴス方位の結晶粒を選択的に成長させる、いわゆる
二次再結晶をおこなわせることが必要になる。
方向性珪素鋼板は、圧延方向の磁気特性に優れている
が、それ以外の方向では、鋼板を形成する鉄結晶の〈00
1〉軸がほとんどなく磁気特性は劣る。このため、たと
えばEIコアのように圧延に平行な方向と直角な方向とが
同時に磁化されるような使い方では、充分な効果は得る
ことができない。
これに対して、圧延方向に〈001〉軸が平行で、かつ
板面に｛100｝面が平行に揃っている結晶組織からなる
鋼板が得られたとすれば、圧延方向に対し平行方向およ
び直角方向で、ともに磁気特性の優れたものとなり、巻
鉄心のような形状にしなくても通常のEIコアやＬコアの
積み鉄心にすることにより、高効率の小型のトランスが
得られるはずである。このような、｛100｝〈001〉方位
を有する電磁鋼板は二方向性電磁鋼板と呼ばれ、従来か
らその製造方法が種々検討されてきたが、未だ充分な磁
気特性を有する二方向性電磁鋼板の製造方法が開発され
ていない。
かつて1950年代に研究された二方向性電磁鋼板の製造
方法として、板厚0.3mm以下の珪素鋼板を高純度の不活
性ガス中で温度1200℃で高温焼鈍する方法が知られてい
る。この方法における高温焼鈍の過程では、表面エネル
ギーを駆動力として二次再結晶を生じさせ、｛100｝〈0
01〉方位の結晶粒を成長させて二方向性電磁鋼板の組織
を得ることができる。しかし、この方法で製造される鋼
板の結晶組織は粗大で、結晶粒は板厚の100倍近くにも
なり、その磁気特性は不十分であって、使用時の鉄損が
大きいという問題がある。
最近になって、例えば、特開平１−108345号公報や他
の公報等でに開示されるような比較的微細な柱状結晶粒
からなり、｛100｝面が鋼板の面に平行であるような電
磁鋼板が開発されている。
特開平１−108345号公報に示された製造方法では、
Ｃ、MnおよびSiを適度に含む所定板厚の鋼板を、まず真
空または弱脱炭性雰囲気中で加熱し、ゆるやかな脱炭を
おこなわせる。この場合の脱炭の温度は、鋼がオーステ
ナイト（γ）域またはオーステナイト＋フェライト（γ
＋α）の二相域であって、かつＣ濃度が0.01％を十分下
回る極低濃度にまで脱炭されれば、完全なフェライト
（α）相となる範囲とする。そうするとゆるやかな脱炭
によって、板面に垂直な方向に〈001〉軸、若しくは板
面に平行に｛100｝面をもつ結晶が、表面層に高密度に
生成する。続いて、強脱炭性雰囲気中にて、内部の鋼が
A1点以上でかつ上記の第一次脱炭焼鈍の温度以下の温度
範囲で、第二次の脱炭焼鈍をおこない、表面からα粒を
成長させると共に鋼板全体を充分脱炭する。そうする
と、板面に平行な｛100｝面をもつ結晶のきわめて多い
電磁鋼板が得られることになる。
表面層にて板面に平行な｛100｝面をもつ結晶が、特
にゆるやかな脱炭条件でよく発達するのは、フェライト
粒の｛100｝面の表面エネルギーが他の方位の面より小
さいため優先的に成長すること、およびそのエネルギー
差がα相となった相が薄いほど大きいことによる。そし
てこのようにして形成された表層の粒が核となって、脱
炭によりγ相からα相に変態しつつ鋼板内部へ成長して
いくのである。
他の製造方法として特開平１−252727号公報で示され
る方法では、上記の方法において、最終の焼鈍に供する
鋼板の製造段階での圧延条件を、中間焼鈍を挟む複数回
圧延とすることによって、｛100｝〈001〉集合組織を有
し、平均結晶粒径が1mm以下の珪素鋼板が得られるとし
ている。しかし、この方法で得られる結晶組織は、鋼板
の両表面から内部へと成長した柱状晶が鋼板の中心部で
衝突した組織となり、結晶粒径が板厚の1/2程度、また
はそれ以下となる微細な組織になる。微細な組織になる
のを防ぐため、焼鈍時間を延長して結晶粒をさらに成長
させることもできるが、焼鈍時間を延長することによっ
て組織が混粒組織となる。混粒組織になると、｛100｝
〈001〉集合組織の強度が低下するとともに、鉄損に代
表される磁気特性が低下することになる。
一方、特開平７−173542号公報に開示された製造方法
では、酸化物系の焼鈍分離剤を層間に挟んだタイトコイ
ル、または積層した鋼板を、減圧下で脱炭焼鈍すること
によって一回の焼鈍によって、表面にて板面に平行な
｛100｝面をもつ集合組織を発達させることができると
している。そして、さらに焼鈍分離剤を選定することに
よって、脱炭焼鈍の過程で脱Mnを生じさせることが可能
となるが、このとき｛100｝面方位の発達があれば、こ
の脱Mnをより一層促進させることができるとしている。
しかし、この方法で製造された電磁鋼板は｛100｝面が
板面と平行になっているが、板面内の〈001〉軸の方向
は立方晶方位とは異なり、｛100｝〈052〉型の集合組織
を有することになる。したがって、この特開平７−1735
42号公報で開示される方法は、｛100｝〈001〉集合組織
を発達させる方法とは言えない。
このように、｛100｝面が板面と平行になる電磁鋼板
の製造方法がいくつか提案されているが、いずれも、板
面内での〈001〉軸の配向が｛100｝〈001〉と異なって
いたり、または｛100｝〈001〉集合組織を形成できたと
しても、磁気特性が不十分である。そのため、製造され
た方向性電磁鋼板は充分な特性を発揮することができな
いと言う問題がある。
発明の開示 本発明は、例えば小型トランスのEIコアのような用途
に適し、圧延方向とそれに直交する方向との二方向の磁
気特性が同時に優れた電磁鋼板とその製造方法を提供す
るものである。
本発明者らは、前記の特開平７−173542号公報で開示
されたタイトコイル焼鈍や積層焼鈍によって、｛100｝
面方位を発達させる方法に基づいて種々の研究を行っ
た。具体的には、｛100｝〈001〉の立方晶方位を有する
電磁鋼板の製造方法について検討するとともに、さらに
磁気特性を向上させるために、結晶組織や鋼板内部の組
成分布についても検討した。
｛100｝面方位の結晶は、鋼の表面において再結晶し
たα相、またはγ相からの変態したα相において、他の
面方位との表面エネルギーの差によって形成される。こ
のため、｛100｝面方位の結晶は、板の圧延方向に対し
て特定の軸方向を持ったものは形成され難い。ところ
が、上記の検討結果によれば、鋼の化学組成や冷間圧
延、焼鈍条件を適切に選定すれば、形成される｛100｝
面方位の結晶粒に影響を与えることができ、立方晶方位
が得られることが明らかになった。
それらの条件は、（１）熱間圧延中、または少なくと
も熱間圧延の後半の仕上げ圧延過程において、α＋γの
二相域となる化学組成であること、（２）冷間圧延はす
くなくとも一回の中間焼鈍を挟む二回以上の圧延とし、
中間焼鈍の少なくとも一回は急速加熱してα＋γの二相
域で焼鈍すること、および（３）表面エネルギーにより
｛100｝面方位を発達させる最終の仕上げ焼鈍は、素材
の鋼が脱炭前α＋γの二相域であり表面からの脱炭ある
いは脱炭と脱Mnによりα相となること、等である。
｛100｝面方位の結晶が鋼の表面で表面エネルギーに
よって発達する際に、γ相の脱炭によってα相を形成す
る場合、得られる｛100｝面方位は板面方向に対し特定
の軸を持たないが、α＋γ相の脱炭による場合、板面方
向に対し特定の軸を持つことがある。これはα＋γ相の
持つ集合組織の影響を受けるためである。そこで熱間圧
延の段階からα＋γ相となるようにし、かつ冷間圧延途
中の中間焼鈍を急速加熱によりα＋γ相域とすることに
より、最終焼鈍の脱炭、若しくは脱炭及び脱Mnによって
｛100｝面方位を形成する際に、｛100｝〈001〉の立方
晶方位が顕著に発達することになる。
鋼の場合、一般に高温のγ相の温度域での圧延では圧
延の集合組織は強くは形成され難いが、α相域またはα
＋γ相域における圧延ではその傾向は顕著になる。ま
た、たとえα相での圧延により集合組織が形成されてい
ても、加熱によるα相からγ相への変態の際にランダム
化してしまう。したがって、熱間圧延にてα＋γ相、中
間焼鈍はα＋γ相であって、しかも急速加熱することに
より、最終焼鈍時の表面脱炭により薄層のα相を形成す
る際に加熱された素地は、圧延および中間焼鈍などによ
る集合組織の影響を強く残しているα＋γ相となり、こ
れが｛100｝〈001〉の立方晶方位の形成を促進させる。
この中間焼鈍における昇温速度が最終焼鈍後の立方晶
方位の形成に大きく影響するということは、ゆっくり加
熱すると形成されてくる結晶方位が急速加熱により抑制
され、最終焼鈍時のより好ましい結晶方位が優先的に残
るたためと考えられる。このゆっくり加熱しないという
ことを、より確実にするためには、もっとも影響の大き
い温度範囲の通過時間を制限することが効果的である。
また、得られた鋼板の結晶の方位が好ましいものであ
っても、後述するように、その結晶粒径の板厚に対する
比が小さすぎたり大きすぎたりすると、磁気特性はよく
なく、この結晶粒径と板厚の比を制御することが重要で
ある。その場合に、各結晶粒径の板厚に対する比の平均
だけでなく、その分布を小さくすること、言い換える
と、混粒ではなく整粒組織にすることが磁気特性の向上
に特に重要である。
従来から一方向性珪素鋼板の研究においては、結晶粒
が大きくなり過ぎると、磁区が粗大化し、渦電流損失が
増すことが知られ、レーザー照射等による歪みの導入に
よって磁区の細分化が行われている。しかし、二方向性
電磁鋼板に関しては、結晶粒径の影響がどのように生じ
るかは未解決のままであった。
現在までに、結晶粒径が板厚の100倍近くになる大き
な組織、または結晶粒径が板厚の1/2以下になる非常に
微細な組織の二方向性珪素鋼板に関する研究がなされた
が、これらの二方向性珪素鋼板での鉄損は不十分な結果
であった。しかし、本発明者らの検討によって、このよ
うな問題は結晶粒径の板厚に対する比を制御することに
よって解決できることが明らかになった。これは、二方
向性珪素鋼板が有する特有の磁区構造に起因するもので
ある。
一方向性珪素鋼板では、圧延方向とその反対方向に磁
化方向を持つ２種類の圧延方向に延びた帯状の磁区が交
互に存在する磁区構造となる。これに対し、二方向性珪
素鋼板では圧延方向、板幅方向さらに板面垂直方向の各
方向に磁化方向を持つ３種類の磁区が存在し得る。これ
らの磁区の存在比率や大きさは、結晶粒径の板厚に対す
る比によって大きく変化するものであるため、結晶粒径
と板厚との比を制御することが、その鉄損低減に重要で
ある。
結晶粒径の板厚に対する比が１未満のときは、鋼板の
内部に板面垂直方向に磁化方向を持つ磁区が多数存在
し、鋼板の表面で磁路を閉じる環流磁区が形成される。
この環流磁区の存在が、鋼板の内部での磁化を抑制し、
鉄損を増加させる。一方、結晶粒径の板厚に対する比が
１以上になると、板面垂直方向に磁化方向を持つ磁区は
消滅して、鉄損が減少する。しかし、その比が８を超え
るようになると、今度は鋼板の面内に磁化方向を持つ磁
区の磁区幅が急激に大きくなり、これらが磁化を阻害し
て、再び鉄損を増加させる。また、一般的に結晶粒径は
大きな分布を持つが、結晶粒間の結晶方位差が小さく、
かつ結晶粒も小さい場合には、近接する結晶粒内の磁区
は互いに結合する傾向が強い。このため、可能な限り、
鋼板は整粒組織とし、磁化を阻害する範囲の粒径の結晶
粒を排除する必要がある。
このようにして、磁気特性の大幅な向上を図り、通常
実施される熱間圧延条件にてα＋γ相域の圧延となるば
かりでなく、鋼の圧延加工性、焼鈍時の組織等も配慮し
成分を限定した。さらに、圧延条件、脱炭処理条件等の
検討をおこない、顕著な｛100｝〈001〉の立方晶方位を
得るための最適な製造条件の範囲を明確にして、本発明
を完成させた。本発明の要旨は次のとおりである。
（１）重量％で下記の（１）、（２）、（３）式または
（１）、（２）、（４）式を満足するSiとMnを含有し、
板面平行断面における平均結晶粒が板厚の１〜８倍であ
り、かつ平均結晶粒径をＸとするとき全結晶粒の60％以
上がX/3から3Xの間にあることを特徴とする磁気特性に
優れた二方向性電磁鋼板。
Si（％）＋0.5Mn（％）≦４ ・・・（１） Si（％）−0.5Mn（％）≧1.5 ・・・（２） Mn（％）≧０ ・・・（３） Mn（％）≧0.1 ・・・（４） 上記二方向性電磁鋼板において、結晶方位差が｛10
0｝〈001〉の立方晶方位から±15度以内の結晶粒の面積
率が70％以上であること、または鋼板の表面酸化層厚さ
が0.5μｍ以下であることが望ましい。いずれも、電磁
鋼板の磁気特性を著しく優れたものにするからである。
（２）重量％にてＣが0.02〜0.2％で、SiとMnの含有量
が上記の（１）、（２）、（３）式または（１）、
（２）、（４）式を満足する鋼により、熱間圧延および
冷間圧延して所要の板厚の鋼板とする工程において、冷
間圧延途中に１回以上の中間焼鈍をおこない、その中間
焼鈍の少なくとも１回は750℃以上の温度であって、か
つその加熱昇温の際の600℃から750℃までの温度域の通
過時間を２分以下とし、得られた鋼板を、焼鈍分離剤と
して脱炭を促進する物質、または脱炭を促進する物質と
脱Mnを促進する物質とを用いて、減圧下で焼鈍をおこな
うことを特徴とする磁気特性の優れた二方向性電磁鋼板
の製造方法。
上記の二方向性電磁鋼板の製造方法において、さらに
磁気特性を優れたものにするため、中間焼鈍の前後にお
ける冷間圧延での圧下率を40〜85％とするのが望まし
い。
図面の簡単な説明 図１は、実施例１、２の供試材として真空溶解ののち
鋳造された鋼材の化学組成を示す図である。
図２は、実施例１における中間焼鈍条件並びに鋼板の
磁気特性、結晶粒の性状および表面酸化層厚さを示す図
である。
図３は、冷間圧延途中の中間焼鈍における加熱昇温時
の600℃から750℃の温度域の通過時間と、最終焼鈍後の
鋼板の磁束密度との関係を示す図である。
図４は、実施例２における冷間圧延の条件並びに鋼板
の磁気特性、結晶粒の性状および表面酸化層厚さを示す
図である。
図５は、｛100｝〈001〉の立方晶方位への良好な配向
状態をあらわす（100）極点図である。
発明を実施するための最良の形態 1.化学組成 Ｃは、電磁鋼板の磁気特性を大きく劣化させるので少
なければ少ないほどよく、多くても0.005％までとする
のが望ましい。ただし、製造途中の過程では、脱炭にと
もなうα＋γ→α変態を利用した集合組織制御をおこな
うため、素材には0.02％以上のＣを含むことが必要であ
る。Ｃが0.02％未満であると、脱炭する前からすべてα
一相となっている場合があり変態を活用した集合組織形
成ができない。また、Ｃの含有量が多くなると、脱炭に
長時間を要するばかりでなく、圧延加工が困難となるの
で、多くても0.2％までとする。すなわち、素材のＣの
含有範囲は、0.02〜0.2％とする。なお、より安定して
α＋γ→α変態を起こさせ、かつ加工性を維持し脱炭時
の効率を向上させるため、望ましいのは0.04〜0.08％で
ある。
Mnは含有させなくともよい。しかし、Mnを含有させる
と、電気抵抗を増し、鉄損を低減させる効果がある。ま
た、脱炭によって集合組織を形成する際、同時に脱Mnを
おこなわせることにより、好ましい方位をより一層効果
的に発達させることができる。このような効果を得るに
は、焼鈍前に望ましくは0.2％以上、より安定して優れ
た磁気特性を得るには0.3％以上含有させるのがよい。
ただし、最終焼鈍では脱Mnされるので最終製品では0.1
％以上とするのが望ましい。
Siは電気抵抗を増し、鉄損の一部を構成する渦電流損
を低減させる。さらにSiの添加は脱炭によるα相出現の
温度を高くできる効果もあり、約1.8％を超えると、十
分脱炭した場合は温度の如何にかかわらずγ相は消失す
る。本発明の｛100｝面方位の形成にはα相での高温処
理が必要であるが、Siが十分多い場合、脱炭すると容易
にα一相となる。ただしMnの存在はα相出現の温度を低
下させる傾向があるので、Mn量に応じ下記（２）式にて
Si量の下限を規制する。一方、Si含有量の増加は鋼を脆
化させ、変形抵抗を増して圧延を困難にし、さらには磁
束密度を低下させる。Mnも変形抵抗を増し圧延を困難に
することから、SiとMnの含有量の上限を下記（１）式の
ように規制する。
Si（％）＋0.5Mn（％）≦４ ・・・（１） Si（％）−0.5Mn（％）≧1.5 ・・・（２） Alは鋳込み時の鋳片の健全性を確保し、Ｎを固定する
目的で鋼に添加されるが、電気抵抗を増して磁気特性を
改善する効果もある。しかし、本発明では、磁気特性を
劣化させる窒化物を形成することや、脱炭焼鈍時表面に
酸化物を形成して｛100｝面方位の形成を阻害するの
で、その含有量少なければ少ない程良いので、多くとも
0.2％以下とするのが望ましい。
その他の不可避的に混入する不純物は、加工性または
磁気特性を劣化させるので、できるだけ少ない方が望ま
しい。
2.圧延および中間焼鈍 Ｃが0.02〜0.2％で、かつSiおよびMnの含有量が上記
の（１）および（２）式を満足する鋼素材を用いれば、
少なくとも750〜1200℃の温度範囲でα＋γ相となり、
通常の熱間圧延にて後段の圧延はこの二相域での圧延と
なる。成分の組み合わせによっては、より高温でも二相
状態になる。したがって、とくに圧延温度範囲など特定
の条件を設定しなくても、仕上げ圧延過程で圧延による
強い集合組織の形成が可能である。なお、熱間圧延の素
材としては、本発明で規制する化学組成であれば鋳塊の
分塊によるスラブ、連続鋳造によるスラブ、あるいは薄
鋳片などいずれでもよい。
熱間圧延後の冷間圧延の工程では、圧延途中に少なく
とも１回の中間焼鈍をおこなう。とくに板厚の薄いもの
が必要な場合は２回以上おこなってもよい。この中間焼
鈍の温度は、750℃以上のα＋γ二相域とし、より安定
した磁気特性を得るには850℃以上がよい。二相域であ
れば温度は高くてもよいが、設備や操業上の限界から、
温度の上限は1200℃程度とするのが望ましい。
中間焼鈍での加熱の昇温速度は600℃から750℃までの
温度域の通過時間が２分以下になる速度とする。できれ
ば連続焼鈍法のような急速加熱が可能な焼鈍方法を用い
るのが望ましい。この温度範囲をゆっくり加熱昇温する
と、最終焼鈍において整粒とならず十分な磁気的性能が
得られない。また、均熱時間は特に限定しないが、10秒
から５分程度であれば十分であり、それより長くして
も、加熱のエネルギー損失が増すだけで無駄になるの
で、適用設備に応じて適宜選定する。
このように、冷間圧延の中間焼鈍において、二相温度
域に加熱し、かつ昇温速度を速くするのは、最終焼鈍の
際に｛100｝〈001〉の立方晶方位の形成をより容易にす
るためである。加熱速度を速くすることにより、最終焼
鈍前の集合組織の状態と、鋼中の微細析出物の分布状態
に影響をあたえると考えられる。なお、中間焼鈍を複数
回おこなう場合、少なくとも一回この急速加熱による二
相域温度での加熱という条件の焼鈍を実施することによ
り、十分な効果が得られる。
中間焼鈍を挟む前後の冷間圧延の圧下率は、特に限定
するものではないが、40〜85％とするのが望ましい。こ
の範囲以外の圧延率では、｛100｝〈021〉、｛100｝〈0
11〉や板面と｛111｝面を平行にもつ方位の結晶粒が最
終焼鈍の際に成長し易くなり、磁気特性の劣化をまねき
易くなる。特に中間焼鈍後の冷間圧延率を45〜70％とす
るのがより望ましい。
3.最終焼鈍 直交圧延後、脱炭を促進する物質、または脱炭と脱Mn
の両方を促進する物質を含む焼鈍分離剤を、鋼板と鋼板
との間に挟んで、長尺の鋼帯の場合はコイル状に巻き、
切板状の場合は積層して、100Torr以下の真空または減
圧雰囲気で焼鈍する。脱炭を促進する物質は、SiO2、Cr
2O3、TiO2、FeO、V2O3、V2O5およびVO等の酸化物であ
る。
従来の極低炭素鋼板や電磁鋼板の焼鈍による脱炭方法
は、Feに対しては還元性であると同時に鋼中のＣに対し
ては酸化性となるように調整した、水素を含む湿性の雰
囲気中で焼鈍するものである。原理的には次の（５）式
のような反応で脱炭が進行する。
Ｃ（固相）＋H2O（気相）→CO（気相）＋H2（気相） ・・（５） この場合、鋼中のＣが酸化されてCOとなり、脱炭が進
むと同時に、SiやMnも酸化される。Ｃは鋼中での拡散速
度が速く容易に排除されるが、SiやMnは酸化物となって
鋼板表面に堆積する。この表面の酸化物は、鋼板表面の
エネルギー状態を変化させ、表層におけるα相の表面エ
ネルギーによる｛100｝面方位の発達を阻害する。その
上、酸素が鋼内部にまで拡散し、表層近くのSiなどと結
合していわゆる内部酸化を生じ、鋼板の磁気特性を悪く
する。
これに対し本発明では、鋼板表面に酸化物を接触さ
せ、かつ減圧下で高温にすることにより、たとえば酸化
物がSiO2の場合、次の（６）式のような反応によって脱
炭が進行すると考えられる。
Ｃ（固相）＋SiO2（固相）→CO（気相）＋SiO（固相） （６） この場合、反応に関与するＣおよびＯ（SiO2による）
はいずれも固相であり、COが気相であるので、減圧する
ことによって、反応生成物であるCOが強力に排除され、
脱炭が推進される。しかも、気相中にSiやMnを酸化させ
るＯ（H2O）がないため、表面にこれらの酸化物が生じ
ない。
上記（６）式における減圧下での高温脱炭では、同時
に鋼中のMnの昇華による脱Mnが進行する。この脱Mnは焼
鈍分離剤によっては促進され、その効果がある物質はTi
O2、Ti2O3、ZrO2等である。これらは、昇華したMnを吸
収し、鋼板表面近傍のMnの蒸気圧を低下させることによ
って脱Mnを促進させる効果がある。TiO2は脱炭を促進す
る物質でもあり、これを主体とする焼鈍分離剤を用いれ
ば、脱炭と脱Mnの両方を促進させることができる。
焼鈍分離剤は、粉末状のものを鋼板に塗付してもよい
し、それらの繊維状のもの、または繊維からなるシート
状のもの、若しくはそれら繊維やシートに粉末を混入さ
せたものでもよい。また、上記酸化物は１種でもよい
し、２種以上を混合したものでもよい。さらに、その効
果を著しく減退させない範囲で、Al2O3などのより安定
な酸化物や、BN、SiCなどの反応に直接関係の無い物質
を混合してもよい。
焼鈍分離剤を接触させて加熱し脱炭する場合、減圧若
しくは真空がよく、その圧力は100Torr以下が望まし
い。これは、100Torrを超える圧力では、脱炭反応によ
り生じたCOが鋼板表面からなかなか排除されず、反応の
進行が著しく遅滞し、その上Mnの昇華が抑制され、脱Mn
が生じにくくなるためである。100Torr以下でも鋼の組
成によっては脱炭できない場合もあるので、一層望まし
いのは10Torr以下である。なお、圧力の下限は低ければ
低いほど、すなわち真空度は高ければ高いほどよいが、
工業的に実施するには自ずから限界がある。
上記のように、本発明の脱炭促進剤を用いた減圧下で
の脱炭では、鋼板表面にSiやMnの酸化層が生じないか、
若しくは非常に生じ難くなる。通常、大気圧下の焼鈍で
は鋼中のSiやMnは酸化され、鋼板の表面にSiやMnの酸化
層が形成される。このような表面酸化層は磁化に際して
磁壁の移動を阻害し、磁気特性を劣化させる。特に、磁
気特性に優れる二方向性電磁鋼板では特性劣化が顕著に
現れるため、表面酸化層の厚さは0.5μｍ以下にするの
が望ましい。より望ましくは、0.2μｍ以下である。表
面酸化層の形成を抑制するには、例えば、脱炭促進剤と
してSiO2を含む酸化物を用いて1Torr以下の減圧下で最
終焼鈍することが好適である。この条件によって、ほと
んどの場合、表面酸化層厚さは0.2μｍ以下となる。
脱炭焼鈍の温度は850℃以上のα＋γ相域とし、脱炭
にともなう変態によりα一相にする。脱炭してα一相と
なる限りにおいてさらに高温でもよいが、1300℃を超え
る温度は工業的に実現するのが困難である。最も効果的
に｛100｝〈001〉方位を形成できる温度は900〜1200℃
である。なお、鋼板表面に｛100｝〈001〉方位の再結晶
粒の層ができた後の脱炭は、上記のような高温でなくて
もよい。
焼鈍の均熱保持時間は、30分から100時間の範囲とす
る。30分未満では脱炭や脱Mnが不十分で表面の｛100｝
〈001〉方位の再結晶粒の発達が不十分であり、また、
鋼板の結晶粒も十分に成長できていないことが多い。ま
た100時間を超えて保持しても、効果は飽和し、時には
結晶粒径が大きくなりすぎ、エネルギーを無駄に消費す
るだけだからである。
鋼板の平坦化のための焼鈍、表面の絶縁コーティン
グ、等については、従来無方向性電磁鋼板や方向性電磁
鋼板にて採用されているものと同様の方法でよく、本発
明の方法による電磁鋼板の磁気特性におよぼすそれらの
影響は顕著なものではない。
4.結晶粒径 電磁鋼板の板厚は鉄損低減のためには薄い方がよい
が、コスト上昇、鉄心積層の工数増加、あるいは占積率
低下の点から限界があり、一般には0.5mm以下の適当な
板厚に仕上げられる。その場合、鋼板の結晶粒径の平均
値は、板面に平行な断面からみて、板厚の１〜８倍にす
る。平均結晶粒径（直径）の板厚に対する比が１未満の
ときには、鋼板の内部に板面垂直方向に磁化方向を持つ
磁区が多数発生し、この磁区が鋼板内部での磁化を抑制
する。さらに結晶粒界による磁壁のピン止め効果も大き
く、これらの２つの作用で鉄損が増加する。一方、平均
結晶粒径（直径）の板厚に対する比が８を超えると、鋼
板の面内に磁化方向を持つ磁区の磁区幅が大きくなるこ
とによって、異常渦電流損失が急激に大きくなり、鉄損
を増加させる。
平均結晶粒径が板厚の１〜８倍の範囲内であっても、
混粒組織になっていると、近接する結晶粒内の磁区が互
いに結合する傾向が強いため、磁化を阻害する粒径範囲
に該当する結晶粒が生じ易く、その影響を強く受ける。
そのため、可能な限り、鋼板の結晶組織を整粒組織と
し、磁化を阻害する粒径範囲の結晶粒を排除する必要が
ある。良好な磁気特性を得るために必要とする整粒組織
の限界は、平均結晶粒径をＸとするとき全結晶粒の60％
以上がX/3から3Xの間にあることである。60％を下回る
場合、十分な磁気特性が得られないことが多い。なお、
優れた磁気特性が十分安定して得られる望ましい範囲
は、平均結晶粒径が板厚の1.5〜５倍にあり、かつ平均
結晶粒径をＸとするとき全結晶の70％以上がX/3から3X
の間にあることである。これらの比率は観察面を占める
結晶粒の面積比率とする。
5.集合組織 優れた磁気特性を有する二方向性珪素鋼板とするに
は、｛100｝〈001〉組織が発達した鋼板とする必要があ
る。望ましくは結晶粒径と同様な観察を行ったとき、
｛100｝〈001〉方位から±15度以内の方位の結晶粒が観
察面の70％以上、より望ましくは80％以上の観察面を占
めるのがよい。ここで、｛100｝〈001〉方位から±15度
以内の方位とは、結晶粒の圧延方向に最も近い〈001〉
軸と圧延方向のなす角度をαとし、幅方向に最も近い
〈001〉軸と幅方向のなす角度をβとしたとき、これら
の平均［（α＋β）/2］が15度以内であることを言う。
本発明の電磁鋼板およびその製造方法の効果を、実施
例１、２に基づいて説明する。
〔実施例１〕 図１は、実施例１、２の供試材として真空溶解された
鋼材の化学組成を示す図である。真空溶解鋳造して得ら
れた、図１に示す化学組成の鋼を熱間鍛造し、80mm厚の
スラブとした。これを1200℃に加熱後、3.3mm厚さまで
熱間圧延した、次いで酸洗脱スケール後、1.0mmまで冷
間圧延し、種々の温度および時間にて中間焼鈍を施し
た。中間焼鈍後さらに冷間圧延して0.35mmとし、これか
ら幅250mm、長さ600mmの板片を切出した。
図２は、実施例１における中間焼鈍条件並びに鋼板の
磁気特性、結晶粒の性状および表面酸化層厚さを示す図
であり、上記の中間焼鈍条件として加熱昇温時の600℃
から750℃までの温度域の通過時間、焼鈍温度、時間を
示す。
その後、各板片の間に焼鈍分離剤として48重量％Al2O
3−51重量％SiO2系の繊維状のものを密度40g/m2、およ
びこれに合せてさらに脱Mn促進剤としてTiO2粉末を密度
20g/m2で挟んで積層して、10-2Torrの真空に排気しつつ
加熱し、1065℃で24時間均熱の最終焼鈍を実施した。焼
鈍後の各板片の炭素量は、いずれも0.0025％以下であっ
た。
焼鈍後の各板片から、圧延方向とそれに直交する幅方
向の２方向で、幅30mm、長さ100mmの試験片をそれぞれ
採取し、単板磁気特性測定装置で試験片の長さ方向の磁
化特性を測定した。また、平均結晶粒径は鋼板の表面を
研磨し、SEMによる組織観察をおこない、線分法により
求めた。各結晶粒の方位はECP（Electron Chanelling P
attern）法により測定した。さらに表面酸化層厚さは、
SIMS（Secondary Ion Mass Spectrometry）を用いて最
終焼鈍後の表面酸化層の厚さを測定した。
上記図２にこれらの試験条件と、得られた鋼板の磁気
特性と結晶粒の性状および表面酸化層厚さとを併せて示
す。図２中の試験番号１〜７は、同じＤ鋼を用い中間焼
鈍時の加熱にて600℃から750℃までの温度域の通過時間
のみを変えたものである。
図３は、試験番号１〜７の結果から作成した、冷間圧
延途中の中間焼鈍における加熱昇温時の600℃から750℃
の温度域の通過時間と、最終焼鈍後の鋼板の磁束密度と
の関係を示す図である。
上記図２に示す結果からわかるように、本発明で定め
る化学組成範囲を逸脱している鋼記号Ｉ、Ｊ、Ｋおよび
Ｌによる場合では、同じ製造工程でも十分な特性の鋼板
が得られていない。また、化学組成は本発明範囲であっ
ても、試験番号１〜２に示すように中間焼鈍の際の600
℃から750℃の間の通過時間が長い場合、すなわち昇温
速度が遅い場合には、圧延方向、幅方向ともに優れた鋼
板は得られず、結晶粒組織の状態や結晶の方位が狙いと
するものになっていない。これらに対し、本発明で定め
る条件を満足するものは、優れた２方向性の電磁鋼板が
得られている。
〔実施例２〕 前記図１に示した鋼Ｅを用い、熱間鍛造して80mm厚さ
のスラブとし、これを1200℃に加熱して2.2〜4.5mmの間
の種々の板厚に熱間圧延した。酸洗脱スケール後、中間
焼鈍の前後の冷例間圧延圧下率を種々変えて最終の板厚
0.3mmの鋼板に冷間圧延した。中間焼鈍条件は、600℃か
ら750℃の温度域の通過時間を６秒とし、均熱温度を種
々変えた。均熱時間は20秒とした。
冷間圧延した鋼板から幅250mm、長さ600mmの板片を切
出し、各板片の間に焼鈍分離剤として58重量％Al2O3−4
2重量％SiO2系の繊維状のものを密度40g/m2、これに合
せて脱Mn促進剤としてTiO2粉末を密度25g/m2で挟んで積
層し、10-1Torrの真空に排気しつつ加熱して、1100℃で
24時間均熱の最終焼鈍を実施した。焼鈍後の各板片の炭
素量は、いずれも0.0015％以下であった。これらの板片
から実施例１の場合と同様の条件で、単板磁気特性測定
装置による磁気特性、平均結晶粒径、各結晶粒の方位、
および表面酸化層厚さを測定した。
図４は、実施例２における冷間圧延の条件並びに鋼板
の磁気特性、結晶粒の性状および表面酸化層厚さを示す
図である。いずれも本発明で規定する化学組成に合致す
るＥ鋼によるものであるが、試験番号23、26、35および
39は、目的とする磁気特性が得られていない。これらは
中間焼鈍の前後の冷間圧延率が本発明の望ましい範囲よ
りも、やや低すぎるか、やや高すぎることと、中間焼鈍
温度が低すぎることによるものである。その結果、これ
らの鋼板の平均結晶粒径の板厚に対する比が大きすぎる
か、結晶粒が平均結晶粒径（Ｘ）のX/3から3Xの間にあ
るものが少なく、さらに｛100｝〈001〉の立方晶方位へ
の集積がよくない集合組織となっている。また、試験番
号25の鋼板にて、鋼板を構成する各結晶の方位を調査し
た例を図５に示すが、（100）［001］方位への集積がよ
いことがわかる。
産業上の利用の可能性 本発明の方法によれば、圧延方向とそれに直交する方
向との２方向の磁気特性がとくに優れた電磁鋼板が容易
に得られる。このような電磁鋼板は、小型トランスのEI
コアやＬコアのように、直交する２方向の磁気特性が同
時に優れていることを要求される用途に最適であり、こ
れを適用することによって、電気機器の小型化および高
効率化が可能となる。
したがって、本発明の二方向性電磁鋼板は、小型の変
圧器の磁心材料として最適なものであり、電動機、発電
器あるいは変圧器などの製造分野において利用できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平１−252727（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−108345（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C21D 8/12 H01F 1/16

Claims (10)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】重量％で下記の（１）、（２）および
    （３）式を満足するSiとMnを含有し、板面平行断面にお
    ける平均結晶粒が板厚の１〜８倍であり、かつ平均結晶
    粒径をＸとするとき全結晶粒の60％以上がX/3から3Xの
    間にあることを特徴とする磁気特性に優れた二方向性電
    磁鋼板。 Si（％）＋0.5Mn（％）≦４ ・・・（１） Si（％）−0.5Mn（％）≧1.5 ・・・（２） Mn（％）≧０ ・・・（３）
  2. 【請求項２】さらに結晶方位差が｛100｝〈001〉の立方
    晶方位から±15度以内の結晶粒の面積率が70％以上であ
    ることを特徴とする請求項１に記載の磁気特性に優れた
    二方向性電磁鋼板。
  3. 【請求項３】さらに鋼板の表面酸化層厚さが0.5μｍ以
    下であることを特徴とする請求項１に記載の磁気特性に
    優れた二方向性電磁鋼板。
  4. 【請求項４】重量％で下記の（１）、（２）および
    （４）式を満足するSiとMnを含有し、板面平行断面にお
    ける平均結晶粒が板厚の１〜８倍であり、かつ平均結晶
    粒径をＸとするとき全結晶粒の60％以上がX/3から3Xの
    間にあることを特徴とする磁気特性に優れた二方向性電
    磁鋼板。 Si（％）＋0.5Mn（％）≦４ ・・・（１） Si（％）−0.5Mn（％）≧1.5 ・・・（２） Mn（％）≧0.1 ・・・（４）
  5. 【請求項５】さらに結晶方位差が｛100｝〈001〉の立方
    晶方位から±15度以内の結晶粒の面積率が70％以上であ
    ることを特徴とする請求項４に記載の磁気特性に優れた
    二方向性電磁鋼板。
  6. 【請求項６】さらに鋼板の表面酸化層厚さが0.5μｍ以
    下であることを特徴とする請求項４に記載の磁気特性に
    優れた二方向性電磁鋼板。
  7. 【請求項７】重量％にてＣが0.02〜0.2％で、SiとMnの
    含有量が下記の（１）、（２）および（３）式を満足す
    る鋼により、熱間圧延および冷間圧延して所要の板厚の
    鋼板とする工程において、冷間圧延途中に１回以上の中
    間焼鈍をおこない、その中間焼鈍の少なくとも１回は75
    0℃以上の温度であって、かつその加熱昇温の際の600℃
    から750℃までの温度域の通過時間を２分以下とし、得
    られた鋼板を、焼鈍分離剤として脱炭を促進する物質、
    または脱炭を促進する物質と脱Mnを促進する物質とを用
    いて、減圧下で焼鈍をおこなうことを特徴とする磁気特
    性の優れた二方向性電磁鋼板の製造方法。 Si（％）＋0.5Mn（％）≦４ ・・・（１） Si（％）−0.5Mn（％）≧1.5 ・・・（２） Mn（％）≧０ ・・・（３）
  8. 【請求項８】上記中間焼鈍の前後における冷間圧延での
    圧下率が40〜85％であることを特徴とする請求項７に記
    載の磁気特性の優れた二方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 【請求項９】重量％にてＣが0.02〜0.2％で、SiとMnの
    含有量が下記の（１）、（２）および（４）式を満足す
    る鋼により、熱間圧延および冷間圧延して所要の板厚の
    鋼板とする工程において、冷間圧延途中に１回以上の中
    間焼鈍をおこない、その中間焼鈍の少なくとも１回は75
    0℃以上の温度であって、かつその加熱昇温の際の600℃
    から750℃までの温度域の通過時間を２分以下とし、得
    られた鋼板を、焼鈍分離剤として脱炭を促進する物質、
    または脱炭を促進する物質と脱Mnを促進する物質とを用
    いて、減圧下で焼鈍をおこなうことを特徴とする磁気特
    性の優れた二方向性電磁鋼板の製造方法。 Si（％）＋0.5Mn（％）≦４ ・・・（１） Si（％）−0.5Mn（％）≧1.5 ・・・（２） Mn（％）≧0.1 ・・・（４）
  10. 【請求項１０】上記中間焼鈍の前後における冷間圧延で
    の圧下率が40〜85％であることを特徴とする請求項９に
    記載の磁気特性の優れた二方向性電磁鋼板の製造方法。
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