JP2000160256A

JP2000160256A - 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

Info

Publication number: JP2000160256A
Application number: JP33509198A
Authority: JP
Inventors: Akihiro Matsuzaki; 明博松崎; Osamu Kondo; 修近藤; Shigeaki Takagi; 重彰高城; Takako Yamashita; 孝子山下
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1998-11-26
Filing date: 1998-11-26
Publication date: 2000-06-13

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、所定の鋼組織とした後、直ちに所定条件
で熱間仕上げ圧延を行ったのち、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生成を促進
すると共に、磁気特性を劣化させる方位の結晶粒生成を
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、熱間仕上圧延機の各スタンドに
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
て、冷間圧延、焼鈍時に磁気特性に最も好都合な｛１０
０｝＜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。また、現在工
業的に適用されている仕上げ圧延機はタンデム方式であ
るため、熱延速度／圧下率の比は後段スタンドほど大き
くなるのが一般的であり、通常の場合、この比が最も小
さくなるのは初段スタンドでの圧延である。

【００１３】そこで、本発明者らは、さらに熱間仕上げ
圧延機の初段スタンドでの圧下率の影響に関する研究を
重ねた結果、先願発明（特願平10−213883号）に比べて
より一層工業的適用が容易であり、しかも先願発明の場
合と同等の磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法を見出
したのである。

【００１４】即ち、初段（第１）スタンドでの圧下率が
ある値よりも小さい場合には、仮に熱延速度／圧下率の
比が小さくてもその悪影響は非常に小さく、第２スタン
ド以降の圧延は、自ずから熱延速度／圧下率の比が大き
くなるため、所期の大きな熱延速度／圧下率の効果が発
現されるということを見出し、この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）
に示す鋼組織とした後、直ちに下記１の（２）及び
（３）に示す条件で熱間仕上げ圧延を行ったのち、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）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 300μｍ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。（２）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。（３）仕上げ圧延機の第１スタンドでの圧下率を15％以
上30％以下とすること。

【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】尚、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。

【００１９】

【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。

【００２０】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。

【００２１】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。

【００２２】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。

【００２３】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。

【００２４】次に、この発明の製造条件について説明す
る。（Ｉ）熱間仕上げ圧延前この発明では、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 300μｍ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％以下であることを必須
の発明特定事項とする。

【００２５】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。これは、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が80％未満である場合には、顕著に
なるため、この発明では、前記体積分率を80％以上とす
る。

【００２６】また、熱間仕上げ圧延前の等軸フェライト
平均粒径は、大きいほど、具体的には300 μm 以上にな
ると、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 μ
m 以上とする。

【００２７】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が肝要であり、
そのため、 100μm 以下の等軸フェライト粒の体積分率
を20％以下にする。

【００２８】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、集合組織及び磁気特性
が相乗効果的に向上するからである。

【００２９】（II）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、具体的には900 ℃以
下で行うことが必要である。

【００３０】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。

【００３１】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、再結晶集合組織が悪化するため、そ
の下限を500 ℃とした。

【００３２】（ii）仕上げ圧延機の第１スタンドでの圧
下率を15％以上30％以下とすること熱間仕上げ圧延機の初段スタンドでの圧下率は、通常の
タンデム圧延機の場合には、30〜50％程度であるが、30
％を超えるような大きな圧下率だと、通常の圧延条件で
は、熱延速度／圧下率の比が小さくなり、集合組織や磁
気特性が劣化する。そのため、第１スタンドでの圧下率
は30％以下とした。なお、第１スタンドでの圧下率は、
集合組織や磁気特性が劣化するという悪影響が殆ど現れ
ない25％以下にすることがより好適である。

【００３３】一方、第１スタンドでの圧下率を15％未満
と小さくしすぎると、第２スタンド以降での圧下率を大
きくせざるをえなくなり、これに伴って、第２スタンド
以降の圧延速度／圧下率の比が小さくなり、結果として
磁気特性が劣化しがちである。そのため、第１スタンド
での圧下率は15％以上にする。

【００３４】(III）熱間仕上げ圧延後冷間圧延前の鋼板
が実質的に再結晶が完了した組織を有することこの発明は、熱間仕上げ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、この発明では、冷間圧延前の組織が再結
晶組織であることを必須要件とする。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。

【００３５】（IV）その他の製造条件この発明の製造方法は、上記（Ｉ）〜（III)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
す製造条件に限定することがより好適である。

【００３６】（ｉ）スラブ加熱温度：1100〜1500℃の範
囲スラブ加熱は、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15
00℃とすることが好ましい。

【００３７】（ii）熱間仕上げ圧延前の加熱ないし保
温：1000℃以上1150℃以下の温度範囲この発明では、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℃以上
1150℃以下に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。

【００３８】（iii)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。

【００３９】（iv）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、冷間圧延及び仕上げ焼鈍後の正Cube
（面上立方方位）の密度が増加すると共に、＜１１１＞
//ＮＤ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＞方位粒の密
度をできるだけ増加させること、具体的には｛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。

【００４０】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。

【００４１】

【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、40mm厚のシートバーに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
げ圧延の条件及びその圧延直前の粒径を表１に示す。熱
間仕上げ圧延後の板厚は2.3 mmとした。

【００４２】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.1〜21）を製造
した。

【００４３】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。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】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。

【００４７】この発明に従って製造した鋼No.1,5と6,1
1,15 と16と、これらにそれぞれ使用したのと同一の鋼
スラブ種を使用し、この発明の製造条件の少なくとも１
つが適正範囲外である鋼No.2〜4, 7〜10,12 〜14, 17〜
19とを比較すると、前者は、後者に比べて磁気特性が優
れているのがわかる。

【００４８】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.20 は、こ
の発明の適正範囲外である鋼No.21 と比べて磁気特性に
顕著な差が認められなかった。

【００４９】また、第１スタンドでの圧下率がこの発明
の好適範囲内で製造した鋼No.5,15は、この発明の適正
範囲内ではあるが好適範囲からは外れた条件で製造した
鋼No.6,16 に比べてより一層磁気特性が優れているのが
わかる。

【００５０】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。

【００５１】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。

【００５２】

【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 BA01 CA08 CA09 DA01 DA02 FA01 FA02 FA05 FA12 HA02 HA04 RA04 SA01 SA03

Claims

【特許請求の範囲】

【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）に示す鋼組織とした後、
直ちに下記１の（２）及び（３）に示す条件で熱間仕上
げ圧延を行ったのち、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）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 300μｍ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。（２）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。（３）仕上げ圧延機の第１スタンドでの圧下率を15％以
上30％以下とすること。
【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。