JPS6311619A - 一方向性高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、Ｓｉを２．５〜６．５重量％含有し、すぐれ
た低鉄損特性の得られる（１１０１　＜００１＞方向に
極めて集積度の高い一方向性高珪素鋼板の製造方法に関
する。

（従来の技術） 従来のｆｌｌｏｌ　＜００１＞一方向性珪素鋼板の製造
方法は、■例えば２００１厚程度の鋳片への連続鋳造工
程−■スラブ高温加熱工程−■熱間圧延工程−〇熱間圧
延材焼鈍工程−■冷間圧延工程−■脱炭焼鈍工程−■最
終高温焼鈍工程と非常に多くの工程を要している。これ
らの工程は上記最終高温焼鈍工程■の最終高温焼鈍時に
ｍｏｌ　＜００１＞方位に結晶粒のみを２次再結晶をさ
せるために必要となる。この２次再結晶を起こさせるた
めには、鋼中にＭｎＳ、ＭＮ等の析出物がインヒビター
として微細分散していることが必要である。しかし、上
記連続鋳造工程■では、冷却が非常に遅いため、鋳造に
続く冷却期間中にＭｎＳ、ＭＮ等鋼中の析出物が粗大化
してしまう。このように粗大化した析出物を再固溶した
後、微細析出させるためには、工程■でのスラブ高温加
熱および工程■での熱間圧延板焼鈍処理が必要となる。

また、析出物を再固溶させるには、高温でγ相とする必
要があり、それを実現させるために、γ相生成元素であ
るＣを０．０２％程度添加するので、５ｉｆｉも３％程
度が上限となってしまうことが常であった。さらに、Ｔ
相域拡大のために添加したＣは磁気特性を悪化させるの
で上記工程■の脱炭焼鈍を必要とする。

このように、従来方法では、２次再結晶に必要なインヒ
ビターの固溶、微細分散のため、複雑な工程を取らざる
を得す、またＳｉの添加はその増加量とともに磁気特性
が向上し、鉄損値が減少するが、Ｓｉ量が４％以上にな
ると急激に読比して圧延が困難になる。したがって、Ｓ
ｉ添加量の上限が３％程度に制限されていた。

そこで、特開昭５５−６９２２３号および特公昭６０−
３８４６２号に開示されているように、Ｓｉ　４〜１０
重量％等を含有する溶湯をそのまま冷却面が移動更新・
する冷却体上に連続供給して急冷し、冷間圧延可能な被
圧延性・可撓性を有する磁気特性の優れた高珪素鋼板の
製造法が提案されている。しかしながら、例えば特公昭
６０−３８４６２号に開示されている方法によれば、連
続鋳造による薄鋳片の厚さは数μ−ないし数百μｍ程度
の範囲にあるものであり、そのように超薄片化すること
により冷間加工性を確保しようとするものである。また
、その際の冷間加工も単に成形手段として採用するにす
ぎないものか、これによって磁気特性が改善されること
の示唆はみられない。

なお、特開昭５５−６９２２３号においては急速冷却に
より得た厚さ１００μｍの薄帯を冷間圧延で５０μｍに
まで圧下する例が示されているが、この場合も薄肉化で
冷間加工性を確保するだけで、冷間加工と磁気特性につ
いては言及されていない。またその場合のｍＭｉ成（Ｓ
ｉ：９．５％、Ｍｎ：１．５％、Ｃｏ：２％、Ａｌ：０
．１％、Ｎｉ：０．７％）では０．１ｍｆｆ１以下とし
なければ冷間加工は不可能である。

また、特公昭６０−３２７０５号にはＳｉ　５．０〜８
６０重景％等重量む保磁力Ｈｃが０．１０ｅ以下である
磁気特性の優れた（１００）面内無方向性高珪素鋼薄帯
とその製造方法が開示されている。しかし、この方法は
高速冷却を行って厚みが高々１１０μｍの薄帯をそのま
＼焼鈍するのであって、得られる磁気特性も無方向性で
ある。

これらの従来法による珪素鋼板はいずれも高Ｓｉ含有で
機械的特性および磁気特性の優れたものではあるが、さ
らに高度な磁気特性の要望が多く、その要求に対して不
満足のものが多かった。

（発明が解決しようとする問題点） ここに、本発明の目的とするところは、Ｓｉを２゜５〜
６．５重量％含有し、低鉄損特性の得られる（１１０１
　＜００１＞方向に極めて集積度の高い一方向性高珪素
鋼板の製造方法を提供することである。

さらに、本発明の別の目的は、急速冷却法による連続鋳
造工程と冷間圧延工程を組み合わせることにより構成さ
れる、低鉄損特性のＳｉ含有量の高い＋１１０１　＜０
０１＞方位に集積度の問い一方向性高珪素鋼板の経済的
な製造方法を提供することである。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、かかる従来技術の問題を解決すべく種々
検討を重ねたところ、インヒビターの微細分散を達成す
るには、前述のようにスラブ高温加熱および熱間圧延材
焼鈍工程によるＭｎＳ　、　ＡｌＮなどのインヒビター
の再固溶を行うことは必要なく、急冷冷却による連続鋳
造法により得られた薄鋳片に冷間加工を施すことにより
焼鈍過程においてそのようなインヒビターの微細分散が
達成されることを知り、本発明を完成した。

すなわち、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．
１４％、Ｓｉ：　２．５〜６．５％、Ｓ　：０．００７
〜０．０５％、残部Ｆｅおよび付随不純物 を主成分として含有し、副成分として所望により、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ　：０．００
３〜０．０１５％、Ｎｉ：１．０％以下および／または
Ｃｕ：１．０％以下、 から成る組成を有する溶湯を冷却面が移動更新する冷却
体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜２．０ｆ
ｉｍ厚の鋳片とすること、得られた薄鋳片に圧下率５０
％以上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３００℃
の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をもつ集積
度の高い（１１０｝＜００１＞方向性の高珪素鋼板の製
造方法である。

かくして、４％以上のＳｉを含有した鋼板を製造する場
合、従来法にあっては、冷間圧延が不可能であったもの
を、本発明によれば、上記鋼組成とすることにより急速
冷却後の０．７〜２．０　ｍＩｎ厚の薄鋳片にあっても
冷間圧延を可能とし、これに圧下率５０％以上の冷間圧
延を施し焼鈍することによりインヒビターの再固溶等を
行わずに十分にインヒビターを微細分散させることがで
き、したがって再結晶焼鈍によって十分な磁気特性の改
善が可能となるのである。

さらに、冷間圧延が可能であることから、冷間圧延が５
０％以上（圧下率）および熱処理をくりかえすことによ
り低鉄損特性を有する、極めて集積度の高い＋１１０１
　＜０１１＞方位に方向性を示す一方向性高珪素鋼板が
製造されるのである。

換言すれば、急冷した微細結晶の厚さ０．７〜２゜０１
の薄鋳片であるため、これを５０％以上の圧下率で冷間
圧延することによりインヒビターの微細分散が効果的に
行われるのであって、例えば１００μ−程度の極薄帯で
は圧下率５０％以上の冷間加工を施してもそのような効
果はみられない。

（作用） 次に、本発明において鋼組成および製造条件を上述のよ
うに限定した理由を詳細に説明する。

炭素（Ｃ）は製鋼技術において０．０００５％以下の溶
鋼を製造することが困難なためＣ：０．０００５％以上
とし、一方、０．０８％超では脱炭が困難なため０．０
８％以下とした。本発明方法では特にＣを含有させる必
要もなく　、０．０００５〜０．０１％以下を好適範囲
とし、その場合、脱炭工程を省略することが可能である
。

マンガン（Ｍｎ）は通常の製鋼において約０．０５％含
有されており、固溶しているＳと結合してＭｎＳとなり
、Ｓの鉄…劣化に及ぼす影否を抑制し、さらに圧延加工
性を増すことが知られているので、本発明においてもそ
の効果を好適に示すには、Ｍｎ０．０３〜０．１４％、
好ましくは０．０５〜０．１２％である。

珪素（ｓｉ）は、２．５％未満では、高温（約１ｏｏｏ
〜１３００℃）でγ相となり、最終焼鈍温度を１０００
℃以上にとれないことと低鉄用値が得られないため、本
発明では２．５％以上とする。一方、６．５％より多い
と脆化して、前記条件下では冷間圧延不能となるため、
６．５％以下とした。３〜５．５％が好ましい。

硫黄（Ｓ）は、本発明にあってはＳ　Ｏ，００７〜０，
０５％、好ましくは０．０１〜Ｏ，０３５％の添加が必
要とされる０本発明にあって、ＳはＭｎＳとして析出し
、インヒビターの作用をするため、その析出形態は急冷
凝固につづく冷間圧延時に十分コントロールされなけれ
ばならない。

本発明にあっては、酸可溶性Ａｌ、　Ｎ　、　Ｎｉ、あ
るいはＣｕは所望添加成分であり、ＮｉおよびＣｕにつ
いてはその少なくとも１種含有される。

酸可溶性へＱは凝固した薄鋳片内に存在することにより
、より集積度の高い（１１０）　＜００１＞珪素鋼が得
られるため、０．０１〜０．０５％、好適には０．０１
５〜０．０３５％含有させてもよい。

窒素（Ｎ）は、より集積度の高い＋１１０）　＜００１
〉珪素ｆｉ４仮を得るためには、０．００３〜０．０１
５％を含有させてもよく、好ましくは０．００４〜０．
０１％含有するのが好適である。

ニッケル（Ｎｉ）および銅（Ｃｕ）は、延性をさらに向
上させるためにそれぞれが１．０％以下となる量で少な
くとも１種添加してもよい。

なお、本発明にあっては、さらに磁気特性を向上させる
ためにＣｏ１．０％以下を添加してもよい。

次いで、本発明によれば、このような鋼組成を有する溶
湯を移動更新する冷却体上に連続的に供給して冷却凝固
し、０．７〜２．０ｍ＋ｉ厚の鋳片を製造するが、その
場合、２．Ｏｗｓ厚超では多くの場合冷却速度不足で、
一方、０．１ｒｇｒａ厚未満では冷間圧延率不足となり
、結晶粒方位の集積が十分とならない。

ここに、「移動更新する冷却体」とは、順次繰り出され
る新しい冷却面をもった冷却体である。

このような連続鋳造装置の代表例にはいわゆる双ロール
法と片ロール法等があるが、特に装置の形式は本発明で
は制限されないものとする。これら方法により０．７〜
２．抛−厚鋳片を製造した場合の冷却速度は１０００℃
程度まで一般には１０”　−１０’℃／ｓｅｃであり、
この後冷却体から鋳片は離れる場合が多く、その場合は
空冷されるため冷却速度は低下する。さらに冷却体より
離れた後は、水あるいは温水を噴霧するなどして冷却す
ることが好ましい。

本発明においては、上述のような高速冷却によって微細
結晶とするが、それに必要な冷却速度は、好ましくは１
０”　〜１０’　℃／ｓｅｃである。

このようにして得られた鋳片を必要により中間焼鈍等を
はさみ複数回冷間圧延をくりかえす等の方法で５０％以
上、好適には６０％以上の圧下率での冷間圧延を行い板
厚を０．１５ｍｍ厚以上、好適には０゜２１１１１１厚
以上として最終焼鈍の前段階とする。５０％未満の圧下
率では十分な歪が加わらないため再結晶焼鈍時にＭｎＳ
、へ〇Ｎインヒビターのｇｊ５．線分散が十分起こらな
い。好ましくは５０〜９０％の圧下率である。

最後に、（１１０｝＜００１＞集積度を高める再結晶の
ため１３００℃以下、６００℃以上で焼鈍を行う、　６
００℃未満では焼鈍の効果が得られない、好適にはこの
再結晶焼鈍は８００〜１０００℃で行った後、１１００
℃以上で再度行う、　１３００℃超では工業的には困難
な処理といえるからである。

なお、炭素含量の多いものについては脱炭焼鈍の後、所
望により、最終焼鈍を行ってもよい。

ここに、本発明によりＭｎＳ、ＡｌＮインヒビターの微
細分散およびそれによる（１１０１　＜００１＞方位の
集積の改善の機構は次のように考えられる。

急速冷却により微細分散したＭｎＳ、ＭＮ析出物を冷間
圧延の歪により破砕することで再結晶焼鈍時にさらに微
細なＭｎＳ、ＡｌＮを鋼中に分散させ得る。この微細分
散した析出物が強力なインヒビターとなり、再結晶焼鈍
時に（１１０｝＜００１＞方位の結晶粒を優先生長させ
、集積度の高い＋１１０１　＜００１ン集合組織が得ら
れる。

以上のように、本発明方法により産業上有用な（１１０
｝＜０１１＞方位の一方向性高珪素鋼板の好適な製造方
法が可能となる。

次に、本発明の実施例について説明する。

実施例１ 第１表に示す鋼組成を有する薄板を以下の２通りの方法
で作製した。

〈方法ｌ〉 ５０ｒ、ｐ、ｍ、で回転する直径２００１１ＩＩ超硬合
金製双ロールの間隙に溶湯を注ぎ、０　、９＋＊ｍ厚で
５０ＩｏＩＩ１幅の超薄鋳片を製造した。この鋳片を酸
洗した後、７０％の冷間圧延を施し、０．２７ｍ＋ｎ厚
の薄板とした。

〈方法２〉 鋳型を用いて５０ｎ＋ｎ＋Ｘ２００　＋１ＲＩＸ３００
１１１１の鋳片に鋳込んだ後、１０００℃に加熱してか
ら２５ＩｎＯ１厚にまで熱間鍛造した。次いで、再び、
１０００℃まで加熱し、熱間圧延により１．５　ｍｍに
まで圧延した。さらに１２００℃に１０分加熱した後、
８０℃の温水中に急冷し、最後に圧下率８０％の冷間圧
延により０．３　ｍｍ厚の薄板とした。

これらの薄板を塩浴中にて８００℃で５分間焼鈍し、１
次再結晶させた。次に、Ｎｔ雰囲気中にて５０’Ｃ／ｈ
の昇温速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃で３時
間均熱焼鈍した。その後、希硫ｆ１１．腐食により５ｍ
ｍ以上の大きさに成長した２次再結晶粒の存在を調べた
のち、エソチピフト法により５１以上の２次再結晶粒に
ついての［１１０）　＜ＯＯＤ方位の結晶粒の率を測定
した結果を第２表に示す。

第２表から明らかなように本発明において規定する組成
の範囲内にある鋼種Ｂ、Ｃ，Ｄについては従来の”圧延
法では実現できなかった（１１０）　＜００１〉方位に
結晶粒の集積が高度にみられ、（１１０｝＜００１＞方
位の高度集積性の珪素鋼板が得られることがわかる。ま
た、本発明にかかる組成範囲外の鋼種Ａは、Ｓｉ含量が
少ないため本発明方法による操作を行っても最終焼鈍時
にγ相析出が起こり、２次再結晶せず、また鋼種ＥばＳ
ｉ含量が多いため、冷間圧延が不可能となり比較できな
かった。

この第２表から、本発明にかかる方法によれば、従来法
の圧延法の場合に比べ（１１０）　＜００１＞方位に極
めて集積度の高い珪素鋼板を得られることば明らかであ
る。

（注）＊二　　本発明の範囲外 第２表 実施例２ 第３表の組成の薄板を次の方法によって製作した。

１００　ｒ、ｐ、ｍ、で回転する直径３００ＩＩＩＩ１
１の銅製双ロールの間隙に溶湯を注ぎ、１．３　ｍｍ厚
の薄鋳片を製造した。その後、スケールを硫酸酸洗によ
り除去し、所定の板（０，２〜０．４　ｍｍ）厚にまで
冷間圧延した。

このようにして得た薄板を塩浴中にて８５０℃で３分間
焼鈍し１次再結晶させ、次いで５０％Ｎ！−１１□雰囲
気中にて５０℃／ｈの昇温速度で１１５０℃まで昇温し
、１１５０℃で５時間焼鈍した。この薄板から圧延方向
の磁気特性を測定するため、２５ｃｍのエプスタイン枠
周試験片を打ち抜き、８５０℃で１０分間の焼鈍により
歪取りし、開枠と比較試料として市販の３％Ｓ１含有一
方向性珪素鋼板を使用して鉄損値を測定した結果を第４
表に示す。この第４表から、本発明方法により、従来の
一方向性珪素ｗ４板よりも鉄ｍ値の低い優れた電磁用鋼
板が製造できることが容易に理解できる。

第４表 実施例３ 第３表の鋼種Ｇを用い、１５０　ｒ、ｐ、ｍ、で回転す
る直径２００　ｍｍの超硬合金製双ロールの間隙に溶湯
をン主人し、０．３〜３１厚の（０，３，０，５，０，
７，１，０，１゜５、２．０．２．５．３．０ｍｍの８
種類について）の薄鋳片を製造した。その後、硫酸酸洗
によりスケールを除去し、７０％冷間圧延を施し、次い
で塩浴中にて８００℃で１０分間焼鈍し１次結晶させ、
次にＮ、雲囲気中にて５０℃／ｈの昇温速度で１２００
℃まで昇温し、１２００℃で５時間焼鈍した。

これらの試料について［０｝＜００１＞方位の結晶粒の
率をエッチピット法により測定した結果を第１図に示す
、この第１図から、薄鋳片の厚さが０．７〜２．０　Ｉ
ｍｍの範囲で（１１０｝＜００１＞方位の結晶粒が増大
し、その割合ははり９０〜１００％となっていることが
わかる。

実施例４ 第３表の鋼種Ｈを用い、２０Ｏｒ、ｐ、ｍ、で回転する
直径２００　ｍｍの超硬合金製双ロールの間隙に溶湯を
注入し、１．５１厚の薄鋳片を製造した０次いで、硫酸
酸洗によりスケールを除去し、圧下率が３０〜９０％の
（３０，３８，４５，５０，６０，７０，８０，９０％
の８種類について）冷間圧延を施した後、５０℃／ｈの
昇温速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃で５時間
均熱焼鈍した。

これらの試料について、（１１０｝＜００１＞方向の結
晶粒の率をエッチピント法により測定した結果を第２図
に示す。この第２図から、明らかに冷間圧延率５０％以
上で（１１０｝＜００１＞方位の結晶粒の率が増大し、
その割合ははソ７０〜１００％と、集積度が高まること
がわかる。

（発明の効果） 以上、本発明にかかる方法により製造された一方向性高
珪素鋼板は従来の一方向性珪素鋼板よりさらに高度に優
れた機械的性質を有し、また磁気特性に優れた電磁鋼板
としての広範囲な利用が期待される。また、移動更新す
る冷却体上での急速冷却法により薄鋳片を製造する方法
をとったため、従来必要と考えられてきた熱処理工程が
省略できて、従来に比べ著しく安価で、Ｓ＋含有量が高
く、低鉄損特性の得られる一方向性高珪素鋼板の製造が
可能であり、工業上極めて有用である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明における一方向性高珪素鋼板の急速冷
却後板厚と（１１０｝＜００１＞方位の結晶粒の率との
関係を示すグラフ；および 第２図は、本発明における各冷間圧延率と（１１０｝＜
００１＞方位の結晶粒の率との関係を示すグラフである
。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０８％、Ｍｎ０．０３〜０．１
   ４％、Ｓｉ：２．５〜６．５％、Ｓ：０．００７〜０．
   ０５％、残部がＦｅおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷
   却体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜２．０
   ｍｍ厚の鋳片を得ること、および、得られた鋳片に圧下
   率５０％以上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３
   ００℃の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をも
   つ集積度の高い｛１１０｝＜００１＞方向性の高珪素鋼
   板の製造方法。
2. （２）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．
   １４％、Ｓｉ：２．５〜６．５％、Ｓ：０．００７〜０
   ．０５％、ならびに酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５
   ％、およびＮ：０．００３〜０．０１５％ 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷
   却体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜２．０
   ｍｍ厚の鋳片を得ること、および、得られた鋳片に圧下
   率５０％以上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３
   ００℃の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をも
   つ集積度の高い｛１１０｝＜００１＞方向性の高珪素鋼
   板の製造方法。
3. （３）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．
   １４％、Ｓｉ：２．５〜６．５％、Ｓ：０．００７〜０
   ．０５％、ならびにＮｉ：１．０％以下および／または
   Ｃｕ：１．０％以下、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷
   却体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜２．０
   ｍｍ厚の鋳片を得ること、および、得られた鋳片に圧下
   率５０％以上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３
   ００℃の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をも
   つ集積度の高い｛１１０｝＜００１＞方向性の高珪素鋼
   板の製造方法。
4. （４）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．
   １４％、Ｓｉ：２．５〜６．５％、Ｓ：０．００７〜０
   ．０５％、ならびに、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、およびＮ：０．
   ００３〜０．０１５％、 Ｎｉ：１．０％以下および／またはＣｕ：１．０％以下
   、残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する溶湯を、冷却面が移動更新する冷
   却体上に連続的に供給して急冷凝固し、０．７〜２．０
   ｍｍ厚の鋳片を得ること、および、得られた鋳片に圧下
   率５０％以上の冷間圧延を施し、次いで、６００〜１３
   ００℃の温度で焼鈍することから成る、低鉄損特性をも
   つ集積度の高い｛１１０｝＜００１＞方向性の高珪素鋼
   板の製造方法。