JP2000160250A - Ｌ方向及びｃ方向の磁気特性に優れた電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 特殊又は複雑な製造条件や工程に頼ることな
く、Ｌ方向及びＣ方向の磁気特性に優れた電磁鋼板を製
造するための方法を提供することにある。 【解決手段】 Si：4.0 wt％以下を含有する鋼スラブを
熱間粗圧延し、所定の条件で熱間仕上げ圧延を行い、所
定の鋼組織にした後、そのままあるいは必要により熱延
板焼鈍により再結晶組織とし、その後、冷間圧延と焼鈍
を行うことを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、交流磁心に用い
られ、圧延方向（以下、「Ｌ方向」という。）及びそれ
に対して直交する方向（（以下、「Ｃ方向」という。）
の２方向の磁気特性に優れた電磁鋼板の製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】変圧器や電動機の鉄心材料としては、こ
れら機器の高効率化や小型化を図るため、磁束密度が高
く鉄損が低いことが要求される。この種の鉄心材料に供
する磁性合金としては、Fe−Si合金が知られており、無
方向性電磁鋼板として広く実用化されており、この鋼板
の磁気特性を向上させるため、集合組織を改善する種々
の試みが行われてきた。

【０００３】その中でも、｛０１１｝＜１００＞方位、
すなわちゴス方位の結晶粒を富化することにより、鉄損
が低減し、とりわけ磁束密度が増加することが、特開昭
54−110121号公報等に記載されている。通常、ゴス方位
はＬ方向の磁気特性を改善し、結果的にＣ方向も含めた
平均的な磁気特性も改善する。

【０００４】しかしながら、Ｃ方向の磁気特性はある程
度改善されるにすぎないため、平均的な磁気特性を向上
させるには自ずと限界があった。

【０００５】一方、｛１００｝＜００１＞方位、すなわ
ち面上立方方位は、Ｌ方向及びＣ方向の２方向の磁気特
性を同時に改善することが知られている。

【０００６】しかしながら、面上立方方位のみに集積し
た組織を得るには、特公昭46−23814 号公報に記載され
ているように高温中間焼鈍を行なう方法、特開平５−30
6438号公報に記載されているように急冷薄帯を所定の圧
下率で冷間圧延する方法、特開平１−108345号公報に記
載されているような脱炭に伴うγ→α変態法等が挙げら
れるが、これらは、いずれも複雑ないし長時間の工程を
要し、コスト高となるため、工業的な実用性を確立する
には至らないと推察される。

【０００７】さらに、上記磁気特性を向上させる手段と
しては、磁気特性を向上させる方位の結晶粒を促進する
と共に、磁気特性を劣化させる方位の結晶粒を抑制する
ことが有用である。磁気特性を劣化させる方位の結晶粒
としては、特に＜１１１＞//ＮＤ（鋼板面に垂直な方
向）方位の結晶粒があり、かかる方位の結晶粒の生成を
抑制することが望ましいが、上述した特殊でコスト高の
手段を用いる場合を除き、これまでの無方向性電磁鋼板
の製法では、＜１１１＞//ＮＤ方位の結晶粒を減少させ
ることが困難であった。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】この発明の目的は、Ｌ
方向及びＣ方向の磁気特性に特に優れた電磁鋼板を、工
業的かつ安価に製造するための方法を提供することにあ
る。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、無方向性
電磁鋼板の磁気特性を実用的に向上させるための手段を
広く研究した結果、熱間粗圧延後の熱間仕上げ圧延によ
り集合組織を制御できることを見出し、特願平10−2138
83号で提案した。その骨子は、粗大なフェライト粒径
を、未再結晶温度域で、さらに各スタンドにおける熱延
速度／熱延圧下率の比を大きく、即ち大きな熱延速度で
熱間仕上げ圧延を行ない、これにより、熱延後の再結晶
過程で｛０１５｝＜１００＞方位粒が生成し、これが冷
間圧延及、焼鈍時に磁気特性に最も好都合な｛１００｝
＜００１＞方位粒として発達することを活用したもので
ある。

【００１０】尚、（０１５）〔１００〕方位粒が、冷間
圧延と再結晶焼鈍を経ることにより、（００１）〔１０
０〕に変化する点については、既に公知文献（田岡ら：
鉄と鋼，54(1968) 162.)に開示されているものの、工業
的に（０１５）〔１００〕を発現できる製造方法は全く
不明であった。このため、本発明者らは、（０１５）
〔１００〕粒の発現および制御技術を新規に見出したの
である。

【００１１】また、（０１５）〔１００〕方位粒の存在
により、冷間圧延及び焼鈍を経た鋼板の磁気特性を劣化
させる＜１１１＞//ＮＤ方位の集積度が抑制されると共
に、Ｌ方向の磁気特性を向上させる｛０１１｝＜１００
＞方位粒が増加する結果として、Ｌ方向及びＣ方向の平
均の磁気特性が向上することを新規に見出した。

【００１２】上記技術を実工程に適用する場合には、上
記の製造条件の中でも特に、各圧延スタンドにおける熱
延速度／圧下率の比を大きくすること、即ち熱延速度を
大きくすることが重要であるが、大きな熱延速度を電磁
鋼板の製造工程に適用するのは、圧延機の能力や形状制
御等の点で困難を伴うのが現状であった。

【００１３】前述した先願発明（特願平10−213883号）
は、特殊条件での熱間圧延後の再結晶過程で（０１５）
〔１００〕方位をもつ特有な再結晶粒が生じることに基
づいたものであるが、本発明者らは、熱延後の組織と再
結晶／集合組織形成挙動の関係についてさらに詳細な研
究を重ねた結果、熱間圧延後の未再結晶組織の層間隔と
（０１５）〔１００〕方位粒の形成の間に密接な関係が
あることを新規に見出した。

【００１４】即ち、この層間隔を250 μｍ以上になるよ
うに熱間仕上げ圧延を行なえば、特殊な熱延条件に依存
することなく、所期の（０１５）〔１００〕方位粒が発
現できることを見出し、本発明を完成させるに至ったの
である。

【００１５】この発明は、具体的には、Si：4.0 wt％以
下を含有する鋼スラブを熱間粗圧延し、下記１の（１）
及び（２）に示す条件で熱間仕上げ圧延を行い、下記
（３）の鋼組織にした後、そのままあるいは必要により
熱延板焼鈍により再結晶組織とし、その後、冷間圧延と
焼鈍を行うことを特徴とするＬ方向及びＣ方向の磁気特
性に優れた電磁鋼板の製造方法である。

【００１６】記１ （１）熱間仕上げ圧延機に入る際の鋼板温度を、オース
テナイト相を生じる成分組成を有する鋼についてはAr₁
変態点以下でかつ900 ℃以下500 ℃以上の温度域、オー
ステナイト相を生じない成分組成を有する鋼については
900 ℃以下500 ℃以上の温度域とすること。 （２）熱間仕上げ圧延での総圧下率を70％以上90％未満
とすること。 （３）熱間仕上げ圧延機の最終スタンドの出側における
鋼板中の未再結晶伸展フェライト粒の平均層間隔が250
μｍ以上であること。

【００１７】また、鋼スラブは、さらにMn：2.0 wt％以
下，Ｐ：0.3 wt％以下，Al：2.0 wt％以下を含有するの
がより好適である。

【００１８】

【発明の実施の形態】まず、この発明の鋼組成成分の限
定理由を説明する。 Si：4.0 wt％以下 Siは比抵抗を増大させ、渦電流損を低減させる効果があ
り、この発明では必須の添加元素である。しかし、Si含
有量が4.0 ％を超えると、磁束密度の低下が大きくなる
とともに加工性が低下する。従って、Si含有量は4.0wt
％以下に限定する。

【００１９】この発明では、鋼スラブ中の成分組成につ
いては、Si含有量のみを必須の添加成分としたが、この
他の成分として、Mn：2.0 wt％以下、Ｐ：0.3 wt％以
下、Al：2.0 wt％以下を含有させることがより好適であ
る。

【００２０】Mn：2.0 wt％以下，Al：2.0 wt％以下,Mn
とAlは、ともに鋼の脱酸剤として、また比抵抗を増大さ
せ渦電流損を低減させる効果があり、Siの補助元素とし
て有効である。しかし、 AlとMnの含有量がそれぞれ2.0
wt％を超えると、磁束密度の低下や加工性の低下が大き
くなる。従って、AlとMnの含有量はいずれも2.0 wt％以
下の範囲に限定する。

【００２１】Ｐ：0.3 wt％以下 Ｐは比抵抗を増大させ、渦電流損を低減させる効果があ
り、Siの補助元素として有効である。しかし、Ｐ含有量
が0.3 wt％を超えると、加工性が低下する。従って、Ｐ
含有量は0.3 wt％以下の範囲に限定する。

【００２２】尚、この発明では、Si：4 wt％以下を必須
の発明特定事項とし、他の成分については特に限定はし
ないため、上記Si含有量を満足する全ての鋼種を用いる
ことができる。

【００２３】次に、この発明の製造条件について説明す
る。 （Ｉ）熱間仕上げ圧延時 （ｉ）熱間仕上げ圧延機に入る際の鋼板温度：相変態を
生じる成分組成を有する鋼についてはAr₁ 変態点以下で
かつ900 ℃以下500 ℃以上の温度域、相変態を生じない
成分組成を有する鋼については900 ℃以下500 ℃以上の
温度域とすること 熱間仕上げ圧延前の粗大粒の効果を有効に発揮させるた
めには、圧延スタンド間での再結晶による微細化を抑制
することが重要であり、そのためには、熱間仕上げ圧延
温度は再結晶が進行しにくい低温で行うこと、具体的に
は900 ℃以下にすることが必要である。

【００２４】また、相変態を生じる成分組成を有する鋼
については、２相域またはオーステナイト域での圧延は
その後の変態により粗大粒の効果が消失するため、これ
を防止すべく、熱間仕上げ圧延を行なう温度域はフェラ
イト相域、すなわちAr₁ 変態点以下でかつ900 ℃以下の
低温であることが必要である。

【００２５】一方、熱間仕上げ圧延温度の下限は、いず
れの鋼の場合も、500 ℃未満の低温域で圧延すると、蓄
積歪み量が増大し、再結晶集合組織が劣化するため、そ
の下限を500 ℃とした。

【００２６】（ii）熱間仕上げ圧延での総圧下率を70％
以上90％未満とすること 熱間仕上げ圧延での総圧下率は、その圧延後に行なう再
結晶過程における（０１５）〔１００〕方位粒の生成、
並びに他の方位の形成に影響し、磁気特性に影響を及ぼ
すため、前記総圧下率は70％以上90％未満とすることが
必要である。即ち、前記総圧下率が70％未満だと、（０
１５）〔１００〕方位粒再結晶のための十分な歪みが蓄
積されないため、磁気特性が大幅に劣化する傾向がある
からであり、また、前記総圧下率が90％以上だと、（０
１５）〔１００〕方位粒以外の方位粒の再結晶が増加
し、かえって磁気特性を劣化させる傾向があるからであ
る。

【００２７】(II)熱間仕上げ圧延後 （ｉ）熱間仕上げ圧延機の最終スタンドの出側における
鋼板中の未再結晶伸展フェライト粒の平均層間隔が250
μｍ以上であること 熱間仕上げ圧延機の最終スタンドの出側における鋼板中
の未再結晶伸展フェライト粒の平均層間隔（ここでいう
層間隔とは厚み方向の層間隔を意味する。）が250 μｍ
以上と大きい場合には、その後の再結晶過程で粒界上に
生成した（０１５）〔１００〕方位粒の安定度が増し、
全面再結晶時でも残存することにより、集合組織並びに
磁気特性を向上させるため、前記平均層間隔は250 μｍ
以上、好ましくは250 〜500 μｍの範囲とした。

【００２８】尚、前記層間隔と（０１５）〔１００〕方
位粒の安定性に関する冶金的関係は必ずしも明瞭ではな
いが、次のように理解することができる。即ち、本発明
者らは、種々検討した結果、熱間圧延後の再結晶過程で
生じる（０１５）〔１００〕方位粒は主として伸展粒界
から生成することを見出した。

【００２９】しかし、通常の熱間圧延及び再結晶後の組
織にはこの方位粒は殆ど観察されないことから、（０１
５）〔１００〕方位粒は本来不安定な方位と推察され
る。これは、熱間圧延後の再結晶過程で、再結晶粒同士
の食い合いが生じるようになると、他の方位粒に食われ
やすく消滅しやすくなるためであると考えられる。しか
しながら、伸展粒界上に生成した（０１５）〔１００〕
方位粒が隣接の再結晶粒との食い合いが生じる前に十分
に大きなサイズになった場合には、サイズ効果により安
定となるため、食い合い過程でも残存しやすくなる。即
ち、（０１５）〔１００〕方位粒が残存するための臨界
サイズがあると考えられる。

【００３０】一方、本発明者らの研究によれば、この発
明の対象となる鋼の熱間圧延後の伸展粒界からの核生成
頻度はさほど大きくなく、従来の製造条件の場合の層間
隔は通常50μｍ以下である。

【００３１】従って、従来の製造方法の場合には、同一
粒界上の隣接再結晶粒よりも隣接する伸展粒界からの再
結晶粒との食い合いが先に起こる。即ち、食い合いが生
じる際の再結晶粒サイズは、伸展粒の層間隔で律速され
ていることになる。前記層間隔が250 μｍ以上で（０１
５）〔１００〕方位粒が残存しやすいということは、か
かる層間隔が臨界サイズの生成条件に対応しているもの
と推察される。

【００３２】また、前記未再結晶伸展フェライト粒の平
均層間隔を250 μｍ以上にするための具体的な手段とし
ては、例えば、スラブ加熱温度：1100〜1500℃の範囲に
すること、熱間仕上げ圧延前の加熱ないし保温：1000〜
1150℃の範囲にすること、及び熱間仕上圧延での総圧下
率を90％未満にすることなどが考えられる。

【００３３】即ち、スラブ加熱は、加熱温度が高いほど
加熱時の結晶粒が粗大化し、これに伴って、熱間仕上げ
圧延前の結晶粒も粗大化しやすくなるため、スラブ加熱
温度を高くすることが磁気特性を向上させるには有効で
あり、そのため、スラブ加熱温度は1100℃以上にするこ
とが望ましい。しかし、過度に高温にするのは、スケー
ル増加による歩留まり低下等の問題を招くため、スラブ
加熱温度の上限は1500℃とすることが好ましい。

【００３４】また、この発明では、熱間仕上げ圧延を行
う前において粗大粒を得るため、熱間粗圧延後、熱間仕
上げ圧延機に入る際の鋼板温度を上記適正温度に設定す
る前に、1000〜1150℃の範囲で加熱ないし保温して結晶
粒を粗大化させておくことがより好適である。尚、この
加熱時にオーステナイト相になる鋼は、その後の冷却時
にフェライト変態が生じるが、初期オーステナイト粒径
が大きいために、仕上げ圧延機に入る際のフェライト粒
径の粗大化にも有効である。

【００３５】(ii)熱間仕上げ圧延後冷間圧延前の鋼組織
が実質的に再結晶組織であること この発明は、熱間圧延後の再結晶により生成した集合組
織、とくに（０１５）〔１００〕粒を、冷間圧延及び仕
上焼鈍後に特徴ある集合組織に発達させるものである。
従って、冷間圧延前の組織は再結晶組織であることを必
須の発明特定事項とする。尚、再結晶の手段としては、
熱間圧延後の自己焼鈍及び再加熱焼鈍のいずれでも構わ
ない。また、再結晶粒の体積分率は70％以上にするのが
好ましい。

【００３６】(III)その他の製造条件 この発明の製造方法は、上記（Ｉ）及び（II) に記載し
た条件を満足する必要があるが、これに加えて、以下に
示す製造条件を満足することがより好適である。

【００３７】（ｉ）熱間仕上げ圧延前の鋼組織 熱間仕上げ圧延前における、等軸フェライト粒の体積分
率を80％以上とし、等軸フェライト粒の平均粒径が 300
μｍ以上でかつ粒径が100 μｍ以下の等軸フェライト粒
の体積分率が20％以下であることが好ましい。

【００３８】即ち、未再結晶進展粒の粒界は、熱間粗圧
延後に局所的な再結晶を生じており、熱間仕上げ圧延後
の粒界からの（０１５）〔１００〕方位粒の生成には寄
与しない。従って、熱間粗圧延後に再結晶した等軸フェ
ライト粒の体積分率は大きいこと、具体的には80％以上
であることがより好適である。また、熱間仕上げ圧延前
の等軸フェライト平均粒径が300 μm 以上だと、熱間圧
延や焼鈍後の（０１５）〔１００〕方位粒が増加するこ
とから、前記フェライト平均粒径は300 μm 以上とする
ことがより好適である。

【００３９】しかし、前記フェライト平均粒径を300 μ
m 以上にしても、粒径が100 μm 以下の微細粒が多数混
在すると、粗大粒からの（０１５）〔１００〕方位粒の
成長が抑制されることにより磁気特性が劣化するため、
微細粒の体積分率も同時に抑制すること、具体的には前
記体積分率を20％以下にすることがより好適である。

【００４０】尚、フェライト粒径は、大きいほど上記効
果がさらに顕著になると共に、熱間仕上げ圧延後の再結
晶過程で粒界からの＜１１１＞//ＮＤ方位粒の生成が減
少し、製品の集合組織や磁気特性がさらに改善される。
またフェライト粒径が大きい場合には熱延後の再結晶が
抑制されるため、圧延スタンド間での再結晶微細化によ
る粗大粒効果の低減が抑制され、さらに磁気特性の向上
に繋がる。そのためには前記平均フェライト粒径を650
μm 以上にすることが望ましい。すなわち平均フェライ
ト粒径を650 μm 以上にすると、集合組織、磁気特性が
相乗効果的に向上するからである。

【００４１】また、ここでいう等軸フェライト粒とは、
その長径の短径に対する比が２以下であるフェライト粒
を意味する。

【００４２】（ii) 冷間圧延での圧下率：50〜85％ 熱間圧延により形成された組織を冷間圧延する際に、冷
間圧延で圧下しすぎると、＜１１１＞//ＮＤ方位の増加
を招く傾向があるため、冷間圧延での圧下率の上限は85
％にするのが望ましい。また、前記圧下率が小さすぎる
と、正Cubeが減少するため、冷延率は50％以上であるこ
とが望ましい。

【００４３】(iii) 冷間圧延前の鋼板の｛０１５｝＜１
００＞方位の集積強度：ランダム組織のそれの3.0 倍以
上の範囲 冷間圧延前の鋼板中の｛０１５｝＜１００＞方位粒の密
度が増加すると、冷間圧延、仕上げ焼鈍後の正Cube（面
上立方方位）の密度が増加すると共に、＜１１１＞//Ｎ
Ｄ方位が減少し、磁気特性が向上する。そのため、冷間
圧延前の鋼板中の｛０１５｝＜１００＞方位の集積強度
はランダム組織のそれの3.0 倍以上の範囲にすることが
より好適である。

【００４４】尚、上述したところは、この発明の実施形
態の一例を示したにすぎず、請求の範囲において種々の
変更を加えることができる。

【００４５】

【実施例】表１に示す鋼を転炉溶製し、連続鋳造により
200mm 厚さのスラブとした。これらのスラブを1200℃に
再加熱してから熱間粗圧延を行ない、引き続き熱間仕上
げ圧延を行なった。その際の熱間仕上げ圧延の条件及び
熱間仕上げ圧延後の未再結晶伸展フェライト粒の層間隔
を表２に示す。熱間仕上げ圧延の板厚は2.3mm とした。
層間隔及び総圧下率は、熱間粗圧延条件及び熱間粗圧延
での板厚みによって調整した。

【００４６】そして、熱間仕上げ圧延後に、850 〜1000
℃で再結晶処理を行ない、その後、冷間圧延を行ない、
板厚を0.50mmとし、それから、850 〜1000℃で仕上げ焼
鈍を行うことによって、電磁鋼板（鋼No.1〜17）を製造
した。

【００４７】表２に、各製造条件を示すと共に、仕上げ
焼鈍後の集合組織及び磁気特性についも併記した。

【００４８】

【表１】

【００４９】

【表２】

【００５０】以下に、この発明による磁気特性の改善結
果について表２に基づいて述べる。ここで、この発明に
は、鉄損改善のための比抵抗増加成分も含まれている。
従って、表２に示す磁気特性は、鉄損と磁束密度の双方
の結果から総合的に評価した。

【００５１】この発明に従って製造した鋼No.1,5,9,14
と、この発明の製造条件のうちの少なくとも１つが適正
範囲外である条件で製造した鋼No.2〜4, 6〜8,10〜13,
15とを鋼種ごとに比較すると、前者は、後者に比べて磁
気特性が優れているのがわかる。

【００５２】尚、Si含有量がこの発明の適正範囲外であ
ること以外はこの発明に従って製造した鋼No.16 は、こ
の発明の製造条件も適正範囲外である条件で製造した鋼
No.17 と比べて磁気特性に顕著な差が認められなかっ
た。

【００５３】尚、表２中の熱間圧延及び再結晶後の(01
5) 〔１００〕の集積度のランダム組織に対する比率は
3.0 倍以上のとき、また、仕上げ焼鈍後の、面上立方方
位の集積度の前記比率は2.0 倍以上のとき、ゴス方位の
集積度の前記比率は2.0 〜10.0倍以上のとき、そして、
＜１１１＞//ＮＤ方位の集積度の前記比率は2.0 倍以下
のときに良好な磁気特性を有しているのがわかる。

【００５４】よって、この発明では、熱間圧延及び再結
晶後の(015) 〔１００〕の集積度のランダム組織に対す
る比率を3.0 倍以上、仕上げ焼鈍後の、面上立方方位の
集積度の前記比率を2.0 倍以上、ゴス方位の集積度の前
記比率を2.0 〜10.0倍以上、そして、＜１１１＞//ＮＤ
方位の集積度の前記比率を2.0 倍以下にすることがより
好適である。

【００５５】

【発明の効果】この発明の製造方法によれば、Ｌ方向及
びＣ方向の磁気特性に優れた電磁鋼板の製造が可能にな
り、しかも、特殊又は複雑な製造条件や工程に頼ること
なく、通常の製造工程で行なえるため、工業的かつ安価
に製造することができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高城 重彰 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 山下 孝子 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA03 FA01 FA02 FA05 5E041 AA02 AA19 CA02 CA04 HB11 HB19 NN01 NN17 NN18

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Si：4.0 wt％以下を含有する鋼スラブを
   熱間粗圧延し、下記１の（１）及び（２）に示す条件で
   熱間仕上げ圧延を行い、下記（３）の鋼組織にした後、
   そのままあるいは必要により熱延板焼鈍により再結晶組
   織とし、その後、冷間圧延と焼鈍を行うことを特徴とす
   るＬ方向及びＣ方向の磁気特性に優れた電磁鋼板の製造
   方法。 記１ （１）熱間仕上げ圧延機に入る際の鋼板温度を、オース
   テナイト相を生じる成分組成を有する鋼についてはAr₁
   変態点以下でかつ900 ℃以下500 ℃以上の温度域、オー
   ステナイト相を生じない成分組成を有する鋼については
   900 ℃以下500 ℃以上の温度域とすること。 （２）熱間仕上げ圧延での総圧下率を70％以上90％未満
   とすること。 （３）熱間仕上げ圧延機の最終スタンドの出側における
   鋼板中の未再結晶伸展フェライト粒の平均層間隔が250
   μｍ以上であること。
2. 【請求項２】 鋼スラブは、さらにMn：2.0 wt％以下，
   Ｐ：0.3 wt％以下，Al：2.0 wt％以下を含有する請求項
   １に記載の電磁鋼板の製造方法。