JP2000160305A

JP2000160305A - 加工性と磁気特性が良好な方向性電磁鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2000160305A
Application number: JP10336996A
Authority: JP
Inventors: Yasuyuki Hayakawa; 康之早川; Mitsumasa Kurosawa; 光正黒沢; Michiro Komatsubara; 道郎小松原
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1998-11-27
Filing date: 1998-11-27
Publication date: 2000-06-13
Anticipated expiration: 2018-11-27
Also published as: JP3893783B2

Abstract

(57)【要約】【課題】連続焼鈍による再結晶焼鈍を利用して、打抜
き加工や穴開け加工等の加工性に優れ、また磁気特性に
も優れたフォルステライト被膜なしの方向性珪素鋼板を
得る。【解決手段】電磁鋼板用鋼鋳片の成分中、特にSe,
Ｓ，Ｎ，Ｏの含有量をそれぞれ 30ppm以下に低減すると
共に、熱延板焼鈍および中間焼鈍の焼鈍温度を 800〜10
50℃、最終冷延における圧下率を50〜80％とし、さらに
は連続焼鈍で再結晶焼鈍を施すことにより、板厚が0.15
mm以上、平均粒径が0.15〜2.0 mmで、しかも圧延方向の
磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足する方向性電磁鋼板とす
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主として電力用変
圧器または回転機の鉄心材料に用いて好適な方向性電磁
鋼板およびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】方向性電磁鋼板の製造に際しては、イン
ヒビターと呼ばれる析出物を使用して最終仕上焼鈍中に
ゴス方位（｛１１０｝＜００１＞）の二次再結晶粒を優
先的に成長させる方法が一般的な技術として使用されて
いる。例えば、特公昭40-15644号公報に開示のAIＮ, Mn
Ｓを使用する方法および特公昭51-13469号公報に開示の
MnＳ, MnSeを使用する方法などがそれであり、これらの
方法は方向性電磁鋼板の製造技術としてすでに工業的に
実用化されている。また、その他にも、CuSeとＢＮを添
加する技術（特公昭58-42244号公報）や、Ti, Zr，Ｖの
窒化物を使用する技術（特公昭46-40855号公報）など、
数多くの技術が知られている。

【０００３】これらのインヒビターを用いる方法は、安
定して二次再結晶粒を発達させるには有用な方法である
が、析出物を微細に分散させる必要があるので、熱延前
のスラブ加熱温度を1300℃以上の高温とする必要があ
る。しかしながら、スラブの高温加熱は、加熱を実現す
る上での設備コストが嵩むだけでなく、熱延時に生成す
るスケールの量も多大となって歩留りが低下し、また設
備のメンテナンス等の問題も多くなる。

【０００４】また、インヒビターを使用して二次再結晶
させる技術のもう一つの問題点としては、最終仕上焼鈍
後にこれらの成分が残存していると、磁気特性の劣化を
生じるという点がある。そのため、インヒビター成分で
あるAlやSi, Ｓ等を鋼中から除去する目的で、二次再結
晶完了後、引き続き1100℃以上の水素雰囲気中にて数時
間におよび純化焼鈍が必要となる。しかしながら、この
純化焼鈍は極めて高温での処理であるため、鋼板の機械
的強度が低下してコイルの下部が座屈し、製品の歩留り
が著しく低下するという問題がある。

【０００５】さらに、二次再結晶は、比較的少数のゴス
方位粒が一次再結晶粒を蚕食して成長する現象であるの
で、必然的に二次再結晶粒径は大きくなり、通常の場合
には３〜30mm程度の平均粒径となる。ところが、電磁鋼
板の用途が、小型トランスの鉄心材料である場合には、
金型を用いて複雑な形に打抜く必要がある。この打抜き
時には大きな応力が加わるが、このような場合にはしば
しば材料は双晶変形を起こして必要とする形に打抜けな
いことが多く、甚だしい場合には材料割れを起こす。し
かもかような加工性の劣化は、鉄損特性が良好なSi量が
3.0wt％を超える場合に顕著に現われる。

【０００６】上記した加工性の困難さを回避するため
に、結晶粒径が 0.1〜0.3 mm程度の無方向性電磁鋼板が
用いられる場合があり、この場合には打抜き時の応力が
粒界によって緩和されるので、加工性は結晶粒径が粗大
な方向性電磁鋼板に比べて改善される。しかしながら、
無方向性電磁鋼板の磁気特性は、方向性電磁鋼板のそれ
に比べるとはるかに劣るため、トランスのエネルギーロ
スの増加が甚だしく、その適用範囲は限られている。

【０００７】また、医療用機器等で発生する磁気を遮蔽
する「磁気シールド材」として、方向性電磁鋼板が用い
られる場合が近年増加しているが、磁気シールド材とし
ての性能は、鋼板面内での磁化特性が良好であることと
同時に、建材と同様に扱われるため、穴開け加工等が良
好に実施できることが要求される。このような磁気シー
ルド材として使用される際にも、前述のトランスの場合
と同様に劣悪な加工性の問題をかかえているが、磁気特
性を重視してやむなく結晶粒径が粗大な方向性電磁鋼板
を使用しているのが現状である。

【０００８】上述したところから明らかなように、方向
性電磁鋼板の加工性の改善には、二次再結晶粒の微細化
が必要である。かような技術としては、二次再結晶粒の
平均粒径を小さくして鉄損を改善する技術が特公昭59-2
0745号公報に、また微細な二次粒の数と分布を制御して
鉄損を低減する技術が特公平４-19296号公報にそれぞれ
開示されている。しかしながら、これらの二次再結晶粒
微細化技術は、二次再結晶粒の方位集積度を低下させる
ために、得られる鉄損は不十分であるし、また二次再結
晶粒径もたかだか数ミリ程度であるので加工性の改善効
果もそれほど顕著ではない。さらに、これらの方法で
は、電磁鋼板の表面にフォルステライト被膜が形成され
るため、打抜き加工はより困難となる。

【０００９】その他、二次再結晶粒の微細化技術とし
て、方向性電磁鋼板の製品板を出発材料とし、さらにこ
れを圧延したのち一次再結晶焼鈍を施して、｛１１０｝
＜００１＞方位の平均粒径が１mm以下の微細結晶粒を有
する板厚：0.15mm以下の電磁鋼板を製造する方法が、特
公平７-42556号公報に開示されている。この方法は、方
向性電磁鋼板の製品板表面のフォルステライト被膜を除
去し、さらに圧延、再結晶焼鈍を施すという極めてコス
トが高い方法である上に、再結晶を生じさせるべく強圧
下の圧延が必要になるため、製品板厚は0.15mm以下と薄
くなる。従って、打抜き加工や取り扱いが困難という致
命的欠点を有するため、上記した特公平７-42556号公報
に開示されている電磁鋼板は高周波特性が必要とされる
用途以外には使用されていない。

【００１０】これとは別に、インヒビターを使用せず、
微細な粒径の方向性電磁鋼板を製造する方法が、特開昭
64-55339号、特開平２-57635号、特開平７-76732号、特
開平７−197126号各公報に開示されている。これらの技
術に共通していることは、表面エネルギーを駆動力とし
て｛１１０｝面を優先的に成長させる三次再結晶を利用
していることである。しかしながら、このような技術の
ポイントである表面エネルギー差を有効に利用するため
には、板厚を薄くし表面の寄与を大きくすることが必然
的に要求される。例えば、特開昭64-55339号公報に開示
の技術では板厚が 0.2mm以下、特開平２-57635号公報に
開示の技術では板厚が0.15mm以下に制限されている。ま
た、特開平７-76732で号公報に開示の技術では板厚は制
限されていないが、実施例１によると板厚：0.3 mmの場
合には、表面エネルギーの寄与分が小さくなるため必然
的に方位集積度が劣化し、磁束密度はＢ₈で1.70Ｔ以下
と極端に低い。実施例中で良好な磁束密度を得られてい
る板厚は0.10mmに限られている。さらに、特開平７−19
7126号公報でも板厚は制限されていないが、50〜75％の
三次冷間圧延を施す技術であるため、必然的に板厚は薄
くなり、実施例では0.10mm厚である。

【００１１】以上のように、表面エネルギーを利用する
方法では、良好な磁気特性を得ようとすると、必然的に
製品板厚は薄くなり、従って打抜き加工性が劣化すると
いう致命的な欠点は解消されない。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
を有利に解決するもので、特に小型トランスの鉄心ある
いは磁気シールド用の材料として使用した場合であって
も何ら問題が生じることのない、加工性と磁気特性が優
れた方向性電磁鋼板を、その有利な製造方法と共に提案
することを目的とする。

【００１３】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、イン
ヒビター成分を含まない高純度素材を用いて、再結晶組
織の形成に関して研究を行った。その結果、素材の高純
度化のうち特にSe, Ｓ, Ｎ, Ｏを低減すると共に、ある
特定の条件で製造することによって、再結晶後に高度に
｛１１０｝＜００１＞組織が発達することを新たに知見
し、本発明を完成させるに至ったのである。

【００１４】ずなわち、本発明は、連続焼鈍による再結
晶焼鈍を施して得た方向性電磁鋼板であって、Si：2.0
〜8.0 wt％を含み、板厚が0.15mm以上、平均粒径が0.15
〜2.0 mmで、しかも圧延方向の磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔ
を満足することを特徴とする加工性と磁気特性が良好な
方向性電磁鋼板である。

【００１５】また、本発明は、Si：2.0 〜8.0 wt％、M
n：0.005 〜3.0 wt％、Al：0.0010〜0.012 wt％を含
み、かつSe, Ｓ，Ｎ，Ｏの含有量をそれぞれ 30ppm以下
に低減した溶鋼から、通常造塊法または連続鋳造法によ
り製造した鋳片を、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼
鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の
冷間圧延を施し、ついで連続焼鈍による再結晶焼鈍を施
し、必要に応じて絶縁コーティングを施す一連の工程か
らなる方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍
および中間焼鈍の焼鈍温度を 800〜1050℃、最終冷延に
おける圧下率を50〜80％とすることにより、板厚が0.15
mm以上、平均粒径が0.15〜2.0 mmで、しかも圧延方向の
磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足する加工性と磁気特性が
良好な方向性電磁鋼板の製造方法である。

【００１６】上記の製造方法においては、通常造塊法ま
たは連続鋳造法により製造した鋳片を、加熱することな
く直接熱間圧延に供することもできる。また、溶鋼から
の直接鋳造法で得られた厚さ：100 mm以下の薄鋳片を素
材として熱間圧延に供することも、または該薄鋳片をそ
のまま熱延板の代わりに使用することもできる。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下、この発明を由来するに至っ
た実験結果について説明する。基本成分として、Ｃ：33
ppm, Mn：0.15wt％, Si：3.3 wt％, Al：0.0050wt％に
固定し、不純物についてはSe, Ｓ, Ｎ, Ｏ量を種々に変
化させた鋼塊を多数溶製した。これらの鋼塊を、1100℃
に加熱したのち、熱間圧延により 2.2mm厚の熱延板に仕
上げた。その後、冷間圧延にて0.85mmの中間厚に仕上
げ、 900℃, 60秒間の中間焼鈍後、２回目の冷問圧延を
施して0.35mmの最終板厚に仕上げた。ついで、連続焼鈍
により、1000℃，３分間の再結晶焼鈍を行った。

【００１８】焼鈍後の再結晶粒径の平均値は各鋼塊とも
約0.25mmであった。また、鋼中における各不純物元素量
と製品板圧延方向の磁束密度Ｂ₈との関係について調べ
た結果を図１に示すが、同図に示したとおり、Se, Ｓ,
Ｎ, Ｏ量がそれぞれ30 ppm以下の場合に磁束密度は1.70
Ｔ以上となった。さらに、圧延方向の磁束密度Ｂ₈が1.
81Ｔである製品について、Ｘ線で集合組織を調査した結
果を図２（３次元表示Φ₂＝45°断面にて表示。数字は
ランダム組織に対する相対強度）に示すが、同図による
と｛１１０｝＜００１＞組織が高度に集積して、他の方
位成分の存在頻度が少ないことが分かる。本実験によ
り、素材を高純度化することにより、短時間の再結晶焼
鈍にて｛１１０｝＜００１＞組織を発達させ、圧延方向
の磁化特性を向上できることが判明した。この技術は、
従来の技術と異なり、再結晶焼鈍温度と時間を適宜変更
することにより、板厚が0.15mm以上の材料の結晶粒径を
任意に変更できる利点がある。

【００１９】そこで、発明者らは、同じ工程で冷間圧延
まで行って板厚：0.23mmに仕上げ、冷間圧延後の再結晶
焼鈍条件を変更することにより、結晶粒径を種々に変化
させ、得られた製品板の平均結晶粒径と加工性との関係
について調査した。なお、加工性は、直径：５mmのポン
チによる打抜きを 100ポイント実施し、穴周囲の割れ、
しわの発生率で評価した。得られた結果を図３に示す。
同図に示したとおり、平均粒径が約２mm以下の範囲で割
れやしわの発生率が低下することが認められた。

【００２０】ところで、電磁鋼板を加工後に使用する場
合には、歪取焼鈍を行い加工による歪を除去して磁気特
性を回復させる場合がある。従って、加工性を重視する
用途においても、歪取焼鈍後の磁気特性の変化に注意を
払う必要がある。そこで、上述の実験で得られた結晶粒
径が種々に異なる試料をせん断加工し、800 ℃で２時間
の歪取焼鈍を行った後の鉄損の変化について調査した。
その結果を、製品板の平均結晶粒径と歪取焼鈍前後での
鉄損の変化量との関係で図４に示す。同図から明らかな
ように、結晶粒径が大きい場合には、焼鈍によりせん断
歪が除去され鉄損が向上しているが、結晶粒径が0.15mm
未満の場合には鉄損が急激に劣化することが分かる。同
様に、磁束密度についても焼鈍前より低下していること
が判明した。

【００２１】また、鉄損が劣化した場合の結晶組織を調
査したところ、せん断加工部から粒成長が起こり、粗大
に成長していることが判明した。この理由は、おそらく
結晶粒径が小さい場合には、粒成長の駆動力が残ってい
るため、加工部から方位の悪い結晶粒が粗大に成長した
ものと推定される。このように、製品板の粒径は0.15mm
以上でないと、歪取焼鈍後に磁気特性の劣化が生じると
いう問題も新たに知見された。

【００２２】さらに、本技術では、短時間の連続焼鈍に
よって｛１１０｝＜００１＞組織を発達させ得るので、
通常の方向性電磁鋼板とは異なり、フォルステライト被
膜の無い清浄な表面を有している。従って、金型による
打打ち抜き加工が容易という利点がある。以上の実験結
果に基づいて、｛１１０｝＜００１＞組織が高度に発達
した平均粒径が0.15〜2.0mm の微細結晶組織を有し、し
かも圧延方向の磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足する加工
性および磁気特性の良好な方向性電磁鋼板を開発したの
である。

【００２３】次に、本発明の方向性電磁鋼板について、
構成要件の前記の範囲に限定した理由について述べる。
本発明の方向性電磁鋼板は、成分的にはSiを適量含有さ
せ、電気抵抗を増大させて鉄損を低減する必要があり、
鉄損改善のためには少なくとも 2.0wt％が必要である。
しかしながら、8.0 wt％を超えると磁束密度が低下する
だけでなく、製品の二次加工性が著しく劣化するので、
Si量は 2.0〜8.0 wt％の範囲に制限される。

【００２４】次に、電磁鋼板の厚みについては、板厚が
0.15mmに満たないとハンドリングが困難なだけでなく、
素材の剛性が低下して打抜き加工性が劣化するので、加
工性を良好に維持するためには0.15mm以上の板厚とする
ことが必要である。また、電磁鋼板の平均粒径が0.15mm
に満たないと、前掲図４に示したとおり、加工後の歪取
り焼鈍の際に磁気特性が劣化し、一方 2.0mm超では、前
掲図３に示したとおり、良好な加工性が得られないの
で、平均粒径は0.15〜2.0 mmの範囲に制限される。

【００２５】さらに、圧延方向の磁束密度は、この電磁
鋼板がトランス材あるいは磁気シールド材として使用さ
れる場合には、Ｂ₈＞1.70Ｔであることが要請されてい
るため、この範囲に限定した。なお、電磁鋼板の表面に
は、フォルステライト被膜を形成させないことが良好な
打抜き加工性を得る上で有利であるが、この発明では最
終焼鈍を連続焼鈍で行うので、かような被膜が形成され
るおそれはない。

【００２６】つぎに、本発明の方向性電磁鋼板の製造方
法において、溶鋼の成分組成および製造条件を前記の範
囲に限定した理由について述べる。 Si：2.0 〜8.0 wt％ Siが 2.0wt％に満たないとγ変態を生じ、熱延組織が大
きく変化する他、最終冷間圧延後の再結晶焼鈍において
高温で通板することができないので、良好な磁気特性を
得ることができず、一方８wt％を超えると製品の二次加
工性が悪化し、さらに飽和磁束密度も低下するので、Si
量は 2.0〜8.0 wt％の範囲に制限される。

【００２７】Mn：0.005 〜3.0 wt％ Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素である
が、含有量が 0.005wt％未満ではその添加効果に乏し
く、一方 3.0wt％を超えると冷間加工が困難となるの
で、Mn量は 0.005〜3.0 wt％の範囲とした。

【００２８】Al：0.0010〜0.012 wt％ Alを適量含有させると、再結晶完了後の粒成長過程にお
いて｛１１０｝＜００１＞粒が良好に発達するが、含有
量が0.0010wt％に満たないと｛１１０｝＜００１＞方位
の強度が低下して磁束密度が低下し、一方Alが0.012 wt
％を超えると、再結晶時の粒成長が抑制されて鉄損が劣
化するので、Al量は0.0010〜0.012 wt％の範囲とした。

【００２９】Se, Ｓ，Ｎ，Ｏ：30 ppm以下 Se, Ｓ，Ｎ，Ｏはいずれも、｛１１０｝＜００１＞粒の
優先成長に対して有害なだけでなく、地鉄中に残存して
鉄損を劣化させるので、いずれも 30ppm以下に低減する
ことが肝要である。なお、Ｃは、製品が磁気時効を起こ
さないように、50 ppm以下まで低減することが望まし
い。

【００３０】上記の好適成分に調整した溶鋼は、通常の
造塊法あるいは連続鋳造法でスラブとする。その他、10
0 mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよ
い。かかるスラブは、通常、スラブ加熱後、熱問圧延に
供するが、鋳造後加熱をせずに直ちに熱間圧延に供して
もよい。また、特に薄鋳片の場合には、熱間圧延しても
良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進め
ても良い。スラブ加熱温度については、素材中にインヒ
ビター成分を含まないので、熱間圧延が可能な最低限の
温度である1100℃程度で十分である。ついで、必要に応
じて熱延板焼鈍施を施したのち、１回または中間焼鈍を
挟む２回以上の冷間圧延を施してから、連続焼鈍による
再結晶焼鈍を施し、その後必要に応じて無機、半有機、
有機系のコーティングを焼き付けて製品とする。

【００３１】上記した熱延板焼鈍や中間焼鈍は、磁気特
性の向上および安定化を図る上で有用な処理であるが、
いずれも生産コストを上昇させることになるので、経済
的観点から取捨選択が決定される。ここに、熱延板焼鈍
および中間焼鈍の焼鈍温度は、 800〜1050℃とする必要
がある。というのは、焼鈍温度が 800℃に満たないと焼
鈍時に再結晶が十分に進行しないため効果が薄く、一方
1050℃を超えると｛１１０）＜００１＞組織の発達が阻
害されるからである。

【００３２】また、本発明では、最終冷延における圧下
率は50〜80％とする必要がある。というのは、圧下率が
この範囲外では｛１１０｝＜００１＞組織の発達が不十
分となり、満足いくほどの磁気特性の向上が望めないか
らである。その後、再結晶焼鈍を施すわけであるが、こ
の再結晶焼鈍は連続焼鈍で実施する。というのは、連続
焼鈍では、前述したとおり材料の結晶粒径を任意に変更
できる利点があるだけでなく、鋼板表面にフォルステラ
イト被膜を形成されないので、打抜き加工性の点でも有
利だからである。ここに、かかる再結晶焼鈍における焼
鈍条件は、 900〜1100℃、30〜300 秒程度とするのが好
適である。

【００３３】なお、最終冷間圧延後、あるいは再結晶焼
鈍後に、浸珪法によって鋼板表面のSi量を増加させる技
術を併用しても良い。また、鋼板を積層して使用する場
合には、鉄損を改善するために、鋼板表面に絶縁コーテ
ィングを施すことが有効である。この目的のためには２
種類以上の被膜からなる多層膜であっても良い。また、
用途に応じては、樹脂等を混合させたコーティングを施
しても良い。

【００３４】

【作用】本発明に従い、インヒビターを使用しない高純
度成分系の素材を用い、ある特定の条件で製造すること
によって、再結晶後に高度に｛１１０｝＜００１＞が発
達する組織が得られる理由についての発明者らの考え
を、インヒビターを使用する従来の場合と比較して以下
に述べる。さて、発明者らは、再結晶時における｛１１
０｝＜００１＞組織の発達過程を詳しく調査したとこ
ろ、再結晶完了時には｛１１０｝＜００１＞組織は十分
発達しでおらず、再結晶完了後の粒成長段階で｛１１
０｝＜００１＞が優先的に成長することが判明した。こ
のような｛１１０｝＜００１＞粒の優先成長について
は、インヒビターの存在下における二次再結晶に類似し
た粒成長が起きているものと考えられる。

【００３５】ところで、本発明者らは、以前、インヒビ
ターの存在下において｛１１０｝＜００１＞粒が二次再
結晶する原因についても研究を重ねた結果、一次再結晶
組織における方位差角が20〜45°である粒界が重要な役
割を果たしていることを見出し、Acta Materia1 45巻(1
997)85ページに報告した。すなわち、図５は、方向性電
磁鋼板の一次再結晶組織における方位差角が20〜45°で
ある粒界の各方位粒に対する存在頻度であるが、ゴス方
位が最も高い頻度を持つ。そして、方位差角が20〜45°
の粒界は、C. G. Dunnらによる実験データ（AIME Trans
action 188巻 (1949) 368 ページ）によれば、高エネル
ギー粒界である。この高エネルギー粒界は粒界内の自由
空間が大きく乱雑な構造をしている。粒界拡散は粒界を
通じて原子が移動する過程であるので、粒界中の自由空
間の大きい、高エネルギー粒界のほうが粒界拡散が速
い。二次再結晶は、インヒビターと呼ばれる析出物の拡
散律速による成長に伴って発現することが知られてい
る。高エネルギー粒界上の析出物は、仕上焼鈍中に優先
的に粗大化が進行するので、優先的にピン止めがはずれ
て、粒界移動を開始しゴス粒が成長する機構を示した。

【００３６】AlＮ, MnSe, MnＳ, CuＳなどのインヒビタ
ーを使用して二次再結晶させるためには、Al, Ｂ, Se,
Ｓおよびそれらと結合するＮ, Mn, Cuを適正量含有さ
せ、かつインヒビターを微細に分散させる必要があり、
そのためには工程条件特に熱延工程に細心の注意を払う
必要がある。そういった条件が満たされない場合には二
次再結晶粒が起きず、正常粒成長が生じるが、その時に
は｛１１０｝＜００１＞組織が発達しないことがよく知
られている。

【００３７】鋼中に存在するAl, Se等は、粒界とくに構
造の乱雑なエネルギーの高い粒界に偏析し易く、Al, S
i, Ｓおよびそれらと結合するＮ, Mn, Cuが同時に適正
量含有されていない場合、あるいは微細に析出物が分散
していない場合には、Se, Ｓ,Ｎの偏析効果の方が析出
物による方位選択機構よりも影響が大きくなるので、結
果として高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度に差が
なくなっているものと考えられる。素材の高純度化によ
って、このような不純物元素とくにSe, Ｓ, Ｎ，Ｏの影
響を排除してやれば、高エネルギー粒界の構造に依存す
る本来的な移動速度差が顕在化し、また粒界移動速度も
素材の高純度化によって増大するので、インヒビター成
分を含まない高純度成分系においても、再結晶完了後の
粒成長過程で｛１１０｝＜００１＞粒が優先的に成長す
るものと推定される。

【００３８】また、本発明では、Alを適量含有させるこ
とにより、再結晶完了後の粒成長過程において良好に
｛１１０｝＜００１＞粒が発達し、磁気特性が向上す
る。なお、本発明では、Ｎを可能な限り低減するので、
A1Ｎをインヒビターとして使用し二次再結晶を利用する
従来法とは技術内容が根本的に異なる。かようなAlによ
る磁気特性の向上の理由は明らかではないが、微量Alが
鋼中に微量に残留するＯを固定してマトリックスを清浄
にする働き、あるいは表層に緻密な酸化層を形成して再
結晶焼鈍時に窒化を抑える働きが有効に作用するものと
推定される。

【００３９】また、本発明は、連続焼鈍で方向性電磁鋼
板を製造する技術であるが、この製造方法は、従来の連
続焼鈍による方向性電磁鋼板の製造方法とは、その内容
が大きく異なる。すなわち、従来の連続焼鈍による方向
性電磁鋼板の製造技術は、特公昭48-3929 号公報、特公
昭62-31050号公報、および特開平5-70833 号公報に開示
されているように、AlＮ，MnＳ, MnSeなどのインヒビタ
ーを使用して短時間に二次再結晶させる技術である。し
かしながら、インヒビター成分は連続焼鈍による短時間
焼鈍では除去することができないので、製品板中に残留
する。インヒビター成分、特にSe, Ｓが鋼中に残留して
いると、磁壁の移動を妨げるので、鉄損特性に悪影響を
及ぼし、さらにこれらの元素は脆化元素でもあるので、
製品の二次加工性も低下させる。従って、インヒビター
を使用する限り、連続焼鈍では良好な磁気特性と加工性
は得られない。これに対し、本発明では、インヒビター
成分の含有を極力低減しているので、連続焼鈍によって
も磁気特性および加工性に優れた方向性電磁鋼板を得る
ことができるのである。

【００４０】実施例１Ｃ：30 ppm, Si：3.20wt％, Mn：0.05wt％およびAl：0.
0030wt％を含み、残部は実質的にFeの組成になるスラブ
を、連続鋳造にて製造した。ついで、このスラブを、11
50℃で20分加熱したのち、熱間圧延にて 2.0mm厚の熱延
板に仕上げた。ついで、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍後、
冷間圧延にて0.90mmの中間板厚に仕上げたのち、 850
℃、60秒の中間焼鈍を施し、その後２回目の冷間圧延で
0.35mmの最終板厚に仕上げた（最終冷延における圧下
率：61.1％）。ついで、水素雰囲気で表１に示す条件下
で再結晶焼鈍を施したのち、重クロム酸アルミニウム、
エマルジョン樹脂、エチレングリコールを重量比で３：
３：１の割合に混合したコーティング液を塗布し、300
℃で焼き付けて製品とした。かくして得られた製品板の
平均粒径、磁束密度、鉄損および加工性について調べた
結果を、表１に併記する。なお、加工性は、直径：５mm
のポンチによる打抜きを 100ポイント実施し、穴周囲の
割れ、しわの発生率で評価した。

【００４１】

【表１】

【００４２】同表に示したとおり、平均粒径が0.15〜2.
0mm の範囲において、良好な加工性と共に、圧延方向の
磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足する良好な磁気特性が得
られている。

【００４３】実施例２表２に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製
造し、そのまま加熱せずに、熱間圧延にて 2.0mm厚に仕
上げた。ついで、 900℃，30秒間の熱延板焼鈍後、冷間
圧延にて0.60mmの中間板厚に仕上げたのち、 900℃，30
秒の中間焼鈍を施してから、２回目の冷間圧延で0.20mm
の最終板厚に仕上げた（最終冷延における圧下率：66.6
％）。ついで、窒素雰囲気で1000℃， 180秒間の再結晶
焼鈍を施したのち、リン酸アルミニウム、重クロム酸カ
リウム、ホウ酸を重量比で30：10：１の割合に混合した
コーティング液を塗布し、 300℃で焼き付けて製品とし
た。かくして得られた製品板の平均粒径、磁束密度、鉄
損および加工性について調べた結果を、表２に併記す
る。なお、加工性の評価方法は実施例１と同様である。

【００４４】

【表２】

【００４５】同表に示したとおり、Se, Ｓ, Ｎ，Ｏの含
有量をそれぞれ30ppm 以下に低減することにより、平均
粒径が0.15〜2.0mm の範囲で、良好な加工性および磁気
特性を有する製品が得られている。

【００４６】実施例３Ｃ：30 ppm, Si：3.20wt％, Mn：0.07wt％およびAl：0.
0050wt％を含み、残部は実質的にFeの組成になる８mm厚
の薄鋳片で製造し、そのまま加熱することなく熱間圧延
にて 2.0mmに仕上げた。スラブを、連続鋳造にて製造し
た。ついで、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延に
て0.90mmの最終板厚に仕上げた（最終冷延における圧下
率：55.0％）。ついで、Al雰囲気で表３に示す条件下で
再結晶焼鈍を施した後、製品とした。かくして得られた
製品板の平均粒径、磁束密度、鉄損および加工性につい
て調べた結果を、表３に併記する。なお、加工性は、直
径：５mmのドリルによる穴開けを 100ポイント実施し、
穴周囲の割れ、しわの発生率で評価した。

【００４７】

【表３】

【００４８】同表から明らかなように、本発明の要件を
満足する場合には、良好な加工性および磁気特性が得ら
れている。

【００４９】

【発明の効果】かくして、本発明によれば、インヒビタ
ーを含まない高純度材を素材とし、所定の条件で冷延板
としたのち、連続焼鈍による再結晶焼鈍を施すことによ
って、｛１１０｝＜００１＞組織を効果的に発達させる
ことかでき、その結果、平均粒径が0.15〜2.0 mmで、し
かも圧延方向の磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足する加工
性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を安定して得るこ
とができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋼中における各不純物元素量と製品板圧延方向
の磁束密度Ｂ₈との関係を示したグラフである。

【図２】再結晶焼鈍後の集合組織を示した図である。

【図３】製品板の平均結晶粒径と加工性との関係との関
係を示したグラフである。

【図４】製品板の平均結晶粒径と歪取焼鈍前後での鉄損
の変化量との関係を示したグラフである。

【図５】方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における方位
差角が20〜45°である粒界の各方位粒に対する存在頻度
（％）を示した図である。

フロントページの続き (72)発明者小松原道郎岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内Ｆターム(参考） 4K033 AA02 EA02 FA13 HA01 HA03 HA06 JA01 5E041 AA02 AA11 AA19 CA02 CA04 HB07 HB11 NN01 NN06 NN13 NN17 NN18

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】連続焼鈍による再結晶焼鈍を施して得た
方向性電磁鋼板であって、Si：2.0 〜8.0 wt％を含み、
板厚が0.15mm以上、平均粒径が0.15〜2.0 mmで、しかも
圧延方向の磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足することを特
徴とする加工性と磁気特性が良好な方向性電磁鋼板。
【請求項２】 Si：2.0 〜8.0 wt％、Mn：0.005 〜3.0
wt％、Al：0.0010〜0.012 wt％を含み、かつSe, Ｓ，
Ｎ，Ｏの含有量をそれぞれ 30ppm以下に低減した溶鋼か
ら、通常造塊法または連続鋳造法により製造した鋳片
を、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したの
ち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施
し、ついで連続焼鈍による再結晶焼鈍を施し、必要に応
じて絶縁コーティングを施す一連の工程からなる方向性
電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍および中間焼鈍の焼鈍温度を 800〜1050℃、
最終冷延における圧下率を50〜80％とすることにより、
板厚が0.15mm以上、平均粒径が0.15〜2.0 mmで、しかも
圧延方向の磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足する加工性と
磁気特性が良好な方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】請求項２において、通常造塊法または連
続鋳造法により製造した鋳片を、加熱することなく直接
熱間圧延に供することを特徴とする加工性と磁気特性が
良好な方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】請求項２において、溶鋼からの直接鋳造
法で得られた厚さ：100mm 以下の薄鋳片を素材として熱
間圧延すること、または該薄鋳片をそのまま熱延板の代
わりに使用することを特徴とする請求項２に記載の方向
性電磁鋼板の製造方法。