JP2578040B2 - 超高珪素電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、軟磁性材料として電気
機器の鉄芯に用いられる、磁気特性に優れた超高珪素電
磁鋼板を効率的に製造する方法に関する。本発明によっ
て、特に高周波数の電気機器の鉄芯に最適な板厚の薄い
超高珪素電磁鋼板を、作業性に優れた冷間圧延プロセス
によって製造し得るとともに、極めて脆い超高珪素電磁
鋼板に折れ或は割れを生ぜしめることなく各種処理ライ
ンに通板することが可能となり、工業的量産が可能とな
る。

【０００２】

【従来の技術】Ｓｉを含有する鋼板は優れた軟磁気特性
を有するため、電力用変圧器或は回転機の鉄芯として用
いられている。この種軟磁性材料においては、Ｓｉ含有
量が増加すると鉄損特性が向上する（鉄損値が低くな
る）。特に、Ｓｉ含有量６．５％近傍では鉄損特性が良
好である上に磁歪が零に近づくところから、透磁率も一
段と向上し、従来にない新しい機能をもつ磁性材料とな
り得る。最近、省エネルギーを目的として、鉄損値が低
く、かつ電気機器の多様な磁気特性上の要求を満足せし
め得る新しい磁性材料として、Ｓｉを６．５％或はその
近傍含有する超高珪素電磁鋼板が見直され始めた。

【０００３】しかしながら超高珪素電磁鋼板は極めて脆
いため、工業的に量産する上で多くの問題があり、未だ
実用化されるに至っていない。超高珪素電磁鋼をストリ
ップの状態で処理し、工業的量産を行う上での問題点
は、第１に超高珪素電磁鋼板を冷間圧延するときに発生
する材料（ストリップ）破断或は耳荒れと呼ばれるスト
リップエッジクラックである。この問題を解決すべく、
たとえば中岡らは特開昭６１−１６６９２３号公報に、
冷間圧延の素材である熱間圧延板について、連続仕上熱
間圧延条件を規定することによって金属組織が圧延方向
に繊維状に伸びた状態となるようにする方法を提案して
いる。また、中岡らは、特開昭６２−１０３３２１号公
報に、連続仕上熱間圧延前の材料の結晶粒を限定するこ
とによって熱間圧延板の金属組織が圧延方向に繊維状に
伸びた状態となるようにする方法を提案している。これ
らの方法は、連続仕上熱間圧延条件を限定することによ
って熱間圧延板の組織を制御し、かくして得られた熱間
圧延板を素材とすることによって冷間圧延を可能ならし
めようとするものである。

【０００４】しかしながら、これらの技術によって板厚
方向全域に亙って繊維状組織を得るには、苛酷な仕上熱
間圧延条件を必要とする。即ち、熱間圧延板表面部は、
熱間圧延中の複雑な強加工と加工発熱の組合せ効果によ
って再結晶する傾向が強く、図１に示すように、等軸晶
となり易い。図１に示す結果は、本発明者等が仕上熱間
圧延開始温度を１０９０℃とし、仕上熱間圧延終了温度
を１０００℃として高珪素鋼を熱間圧延して得た結果で
ある。図１に示すような、表面或はその近傍が等軸晶組
織で板厚方向中心部が繊維状組織である熱間圧延板を冷
間圧延すると、特開平３−２０７８１５号公報に開示さ
れているように、前記二層組織の境界部で剥離を生じ、
冷間圧延板表面に”さざ波”状欠陥を生じる。従って、
圧延材の表面部に等軸晶組織を残すような中途半端な熱
間圧延では、かえって悪影響をもたらす。

【０００５】熱間圧延板表面部をも繊維状組織とするた
めには、仕上熱間圧延温度を大幅に低下させる必要があ
り、特開昭６１−１６６９２３号公報に開示されている
発明の実施例においては、仕上熱間圧延開始温度を８０
０℃まで低下させている。８００℃程度の低い温度で仕
上熱間圧延を開始すると仕上熱間圧延終了温度は７００
℃前後まで降下してしまい、熱間圧延というよりは冷間
圧延に近い加工形態となる。このような低温熱間圧延で
は圧延荷重は過大なものとなり、圧延ロール摩耗量の増
大を招くのみならず、熱間圧延板の形状（平坦さ）が不
良なものとなり、かかる熱間圧延板を冷間圧延すると、
材料に割れを頻発するという問題を惹起する。さらに、
熱間圧延板を薄くすることが困難であるから、後述する
ように、ストリップに折れ或は割れを生じ易く、処理ラ
インに通板することに致命的な障害となる。

【０００６】また、既に実用化に至っている革新的なプ
ロセスである、溶鋼から１．６〜２．５ｍｍ厚さのスト
リップを鋳造によって直接的に得るというプロセスを採
る場合、冷間圧延素材に繊維状組織を得ることが全くで
きない。図８に、鋳造薄板（ストリップ）の結晶組織を
示す。図８から明らかなように、板厚方向全域に亙って
比較的大きな結晶粒からなる等軸組織である。

【０００７】一方、高珪素鋼の冷延性（冷間圧延し易
さ）を向上せしめる手段として、６．５％Ｓｉ鉄中に第
三元素を合金化することが発表されている。たとえば、
Ｃ．Ａ．Ｃｌａｒｋらは、ＩＥＥ．１１３（１９６
６）、ｐ．３４５に、Ｎｉを第三元素として添加するこ
とを、Ｋ．Ｎａｒｉｔａらは、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．
Ｍａｇ．１４（１９７８）、ｐ．２５８にＭｎを第三元
素として添加することを提案している。

【０００８】一方、木村は、特開平１−２９９７０２号
公報に材料温度を３５０〜４５０℃として圧延すること
を開示している。この圧延温度域は、従来の冷間圧延技
術では対処できない圧延温度である。超高珪素鋼を冷間
圧延するときの、材料の伸びが本質的に小さいことに起
因する材料側縁端部に割れを生じる、エッジクラック発
生の問題は、超高珪素鋼を冷間圧延するときの、板（ス
トリップ）破断を生じるという問題を解決するための手
段によって併せて解決することができる。

【０００９】他方、超高珪素鋼は硬度が高く、たとえば
６．５％Ｓｉ鋼においては硬度（Ｈｖ）が３９０にも達
し、冷間圧延における圧延荷重が過大なものとなるとい
う問題がある。冷間圧延材のゲージが薄くなると、一層
圧延荷重が大きくなる。一般に、圧延ロール直径を小さ
くするとロールと圧延材の接触弧長が小さくなるから、
低い圧延荷重で圧延を遂行することができる。このよう
な理由から、従来、Ｓｉを約３％含有する一方向性電磁
鋼板或は無方向性電磁鋼板は、１００ｍｍ以下の直径を
有するワークロールをもつセンジマーミルによって冷間
圧延されている。

【００１０】しかして、さらに硬度が高い超高珪素鋼を
冷間圧延するには、小さな直径を有するワークロールを
もつ圧延機によって圧延することが必須となる。ところ
が、６．５％Ｓｉ鋼といった超高珪素鋼を小さな直径を
有するワークロールをもつ圧延機によって圧延すると、
高田らが特開昭６３−１４５７１６号公報に記載してい
るように、材料（ストリップ）破断の問題を惹起する。
このような状況に鑑み、超高珪素鋼を冷間圧延するとき
に、板（ストリップ）破断を生じるという問題を解決す
るための手段を確立することが極めて重要となる。

【００１１】叙上のように、超高珪素鋼の冷間圧延性を
改善するための手段が種々開示されているけれども、超
高珪素鋼板を工業的に量産するためには、解決すべき第
２の問題がある。即ち、超高珪素鋼板（ストリップ）を
処理ラインにおいて走行（通板）させるときに、ストリ
ップに曲げが加えられる場合、たとえばロールにストリ
ップが巻き掛けられる場合に、ストリップに折損、割れ
を発生するという問題である。

【００１２】従来、電磁鋼板を工業的に量産するには、
熱間圧延板或は鋳造薄板（薄帯）を製造プロセスにおけ
る各工程、たとえば酸洗ライン、冷間圧延機、脱脂ライ
ン、焼鈍ライン、絶縁被膜コーティングラインといった
一連の処理ラインに材料（ストリップ）を走行（通板）
させる必要がある。通常、ストリップ処理ラインは、処
理能力、構成が極限まで生産効率を高くするように設計
されている。従って、超高珪素鋼板（ストリップ）もこ
のような処理ラインに走行（通板）せしめることができ
てはじめて工業的な量産が可能となる。ところで、これ
ら処理ラインには、ストリップに曲げが加えられる箇所
が多数存在し、これら曲げ部において超高珪素鋼板（ス
トリップ）に折損、割れが生じ易い。超高珪素鋼は、室
温での伸びが０．５％程度しかなく、これが曲げ部にお
いて超高珪素鋼板（ストリップ）に折損、割れを生じ易
くしている。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、極めて脆い
超高珪素鋼板（ストリップ）を、材料破断、エッジクラ
ックを発生させることなく冷間圧延できるようにすると
ともに、各種処理ラインに通板可能にし、工業的量産を
可能ならしめる製造方法を提供することを目的とする。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１） 重量で、Ｃ≦０．００６％、Ｓｉ：４．５〜
７．１％、Ｍｎ：０．０７〜０．３０％、Ｓ≦０．００
７％、酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．０３８％、ｔｏ
ｔａｌ Ｎ：８〜３０ｐｐｍ、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなる熱間圧延板或は鋳造薄板を、表面酸化物
（スケール）が付着したままの状態で板温度：１５０〜
４７０℃の温度域で冷間圧延し、しかる後再結晶および
粒成長を目的とする焼鈍を施すようにしたことを特徴と
する超高珪素電磁鋼板の製造方法。

【００１５】（２） 重量で、Ｃ≦０．００６％、Ｓ
ｉ：４．５〜７．１％、Ｍｎ：０．０７〜０．３０％、
Ｓ≦０．００７％、酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．０
３８％、ｔｏｔａｌ Ｎ：８〜３０ｐｐｍ、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる熱間圧延板或は鋳造薄板
を、表面酸化物（スケール）が付着したままの状態で板
温度：１５０〜４７０℃の温度域で１．２ｍｍ以下の厚
さまで冷間圧延し、次いで鋼板（ストリップ）の曲げ部
（ロール等）の直径が２００ｍｍ以上に構成された処理
ラインに通板して表面酸化物（スケール）を除去し、し
かる後再結晶および粒成長を目的とする焼鈍を施すよう
にしたことを特徴とする超高珪素電磁鋼板の製造方法。

【００１６】（３） 重量で、Ｃ≦０．００６％、Ｓ
ｉ：４．５〜７．１％、Ｍｎ：０．０７〜０．３０％、
Ｓ≦０．００７％、酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．０
３８％、ｔｏｔａｌ Ｎ：８〜３０ｐｐｍ、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる熱間圧延板或は鋳造薄板
を、表面酸化物（スケール）が付着したままの状態で板
温度：１５０〜４７０℃の温度域で１．２ｍｍ以下の厚
さまで冷間圧延し、次いで鋼板（ストリップ）の曲げ部
（ロール等）の直径が２００ｍｍ以上に構成された処理
ラインに通板して表面酸化物（スケール）を除去した
後、冷間圧延を施して最終板厚とし、しかる後再結晶お
よび粒成長を目的とする焼鈍を施すようにしたことを特
徴とする超高珪素電磁鋼板の製造方法。

【００１７】以下、本発明を詳細に説明する。極めて脆
い超高珪素鋼板を、工業的に量産するために解決されね
ばならない第１の技術的課題は、冷間圧延において材料
（ストリップ）に破断を生ぜしめないことである。第２
の技術的課題は、ストリップに折れ、割れを生起せしめ
ることなく、各種処理ラインに通板できるようにするこ
とである。

【００１８】難加工材を圧延するに際し、材料温度を上
げて圧延する、所謂温間圧延は公知である。超高珪素
鋼、たとえば６．５％Ｓｉ鋼についても、常温で圧延す
るよりも温間圧延による方が材料における割れ発生が少
ない。しかしながら、温間圧延を実施するときの問題と
して、圧延潤滑剤の耐熱性、材料を温間に維持するため
の装置、材料（ストリップ）の幅方向、長さ方向におけ
る温度のバラツキに起因する板厚制御の困難さ、といっ
た問題があり、温間圧延をそのまま採用することはでき
ない。

【００１９】たとえば、特開平１−２９９７０２号公報
には、３５０〜４００℃の温度域で材料を圧延する方法
および装置が開示されている。この先行技術では、材料
を０．２〜０．４ｍｍまで圧延している。特開昭６３−
３６９０６号公報には、３５０℃で０．３５ｍｍまで圧
延することが開示されている。一方、３％前後のＳｉを
含有する一方向性電磁鋼板は、たとえば特公昭５４−１
３８４６号公報に記載されているように、圧延のパス間
で５０〜３５０℃の温度域に１分間以上保持することに
よって、製品の磁性が向上する。

【００２０】前記公報に開示されている発明の実施例に
おいては、材料（ストリップ）温度を高くしてリバース
圧延するようにしている。一般に、材料温度を約２５０
℃としてストリップを圧延することが、潤滑剤の問題、
板厚制御の困難さの問題を回避しつつ行われている。そ
こで本発明者等は、超高珪素鋼板（ストリップ）を一方
向性電磁鋼板におけると同じ程度の材料温度で冷間圧延
することによって、これまでにない薄いゲージにまで冷
間圧延可能にする鋼成分系を検討した。鋼中の一成分、
一成分の単独添加効果を検討することは勿論、全成分の
最適組合せを解明すべく、数多くの試験圧延を行った結
果、重量で、Ｃ≦０．００６％、Ｓｉ：４．５〜７．１
％、Ｍｎ：０．０７〜０．３０％、Ｓ≦０．００７％、
酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．０３８％、ｔｏｔａｌ
Ｎ：８〜３０ｐｐｍ、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる成分系が、発明における課題解決のための基本
的条件であることを明らかにした。

【００２１】ところで、鋼中Ｎ量が少ないほど鋼の靱性
が向上することは知られている。しかしながら、現在の
工業的精錬技術で鋼中Ｎを少なくするには８ｐｐｍ程度
が限界である。木村 宏が「日本金属学会会報」Ｖｏ
ｌ．２１、Ｎｏ．１０、ｐ．７５７で解説しているＮの
影響は、特殊な処理によって鋼中のＮを数ｐｐｍ以下に
低下せしめた領域での技術である。本発明は、工業的量
産技術という観点から、量産型の精錬技術で到達可能
な、Ｎが８ｐｐｍ以上存在する素材を用いて、極めて薄
いゲージにまで冷間圧延できるとともに、各種処理ライ
ンにおける通板を可能ならしめんとするものである。

【００２２】本発明者等は、たとえば６．５％Ｓｉ鋼と
いった超高珪素鋼の圧延割れに対する鋼中Ｎの影響に注
目して研究を進めた結果、圧延割れを生じないか或は大
きく減少させるＡｌ含有量が存在することを見出した。
さらに、冷間圧延前の鋼中Ｎの形態が圧延割れに大きく
関係しているという知見を得た。本発明者等は、Ｃ：
０．００５％、Ｓｉ：６．５０％、Ｍｎ：０．１７％、
Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．００２％を含有し、酸可溶
性ＡｌおよびＮが図２に示す関係にある５０ｋｇのイン
ゴットを作成し、これを１２００℃に加熱し、仕上温度
を約９８０℃とする８パスの熱間圧延によって１．７ｍ
ｍ厚さの鋼板とした。この熱間圧延板から各成分の試料
（幅：５ｃｍ×長さ：１２ｃｍ）を１０枚採取し、板温
度：１８０℃で０．２３ｍｍ厚さまで冷間圧延した。冷
間圧延における板破断の状況を、図２に示す。

【００２３】図２から明らかなように、冷間圧延におけ
る板破断の発生割合は、ｔｏｔａｌＮが少ないほど減少
する傾向にあり、酸可溶性Ａｌについては、少な過ぎて
も多過ぎても板破断の発生割合が増加している。ｔｏｔ
ａｌ Ｎが８ｐｐｍ（Ｎ含有量がこの値よりも低い材料
は、一般的な溶解条件では得られなかった）〜３０ｐｐ
ｍであって、酸可溶性Ａｌが０．００６〜０．０３８％
の範囲内において良好な冷間圧延が遂行できた。このよ
うな結果が得られる理由について、本発明者等は鋼中Ｎ
の存在形態が影響すると考え、図２における（Ａ）〜
（Ｆ）材について、冷間圧延素材である熱間圧延板の抽
出レプリカを作成し、電子顕微鏡観察を行った。その結
果を図３に示す。

【００２４】図３から明らかなように、冷間圧延割れの
ない（Ｂ）材の析出物は比較的大きくかつ、均一に分布
しているのに対し、ｔｏｔａｌ Ｎが多い（Ｄ）、
（Ｅ）、（Ｆ）材および酸可溶性Ａｌが多い（Ｃ）材の
析出物は極めて大きく、かつ粒界に存在している。ま
た、ｔｏｔａｌ Ｎも酸酸可溶性Ａｌも少ない（Ａ）材
の析出物は小さく、集団的に固まって分散している。
（Ｄ）、（Ｅ）、（Ｆ）材におけるような巨大析出物、
特に粒界に存在する場合は切り欠き効果を与え、材料を
脆くする原因となる。また、（Ａ）材のように、析出物
が微細なものになると、材料の強度が上昇し伸びが減少
する。

【００２５】しかして本発明者は、このｔｏｔａｌ Ｎ
および酸可溶性Ａｌを適切な組合せ範囲とすると、析出
物が冷間圧延割れを助長しない分散状態となることも知
見した。次に、本発明における第２の課題である、スト
リップに折れ、割れを生起せしめることなく各種処理ラ
インに通板できるようにする技術的手段について説明す
る。

【００２６】先に述べた先行技術、たとえば特開昭６１
−１６６９２３号公報に開示されている技術における問
題点、即ち熱間圧延を極めて低い温度で圧延しなければ
ならないことに起因して熱間圧延板の厚さを大きくせざ
るを得ないところから、各種処理ラインに通板できない
といった問題を解決すべく、本発明者等は図１に示す金
属組織をもつ超高珪素鋼熱間圧延板について、室温（≒
２５℃）で割れが発生するまでの曲げ回数に及ぼす熱間
圧延板の厚さと曲げ直径の影響を調べた。図４に、その
結果を示す。

【００２７】図４から明らかなように、ストリップ曲げ
部の直径が大きくなるほど、また熱間圧延板の板厚が薄
くなるほど、割れが発生するまでの曲げ回数が増加す
る。曲げ直径を大きくすることは、曲げ部を多数有する
長大な処理ラインのスペース（空間）を極めて大きなも
のとし、工場建屋も必然的に大きなものを必要とし、設
備コストの面で問題となる。従来の一般的なストリップ
処理設備においては、ストリップの曲げ部の直径は、多
くの場合、２００ｍｍ程度である。

【００２８】一方、熱間圧延板の板厚を薄くすると、熱
間圧延板の形状（平坦さ）が悪くなるので走行中にスト
リップが上下にばたつき、安定した通板が困難となるこ
と等から、熱間圧延板の厚さの下限は実質的に１．４ｍ
ｍ程度となる。かかる状況に鑑み、本発明者等は、超高
珪素鋼ストリップの曲げ回数≧３０回が確保され、設備
的効率をも考慮して曲げ部の直径：２００ｍｍ、板厚：
１．２ｍｍの諸元でストリップを通板できるようにする
ことを目標にした。

【００２９】通常の珪素鋼板製造プロセスにおいては、
熱間圧延板は酸洗によって表面のスケールが除去された
後、冷間圧延される。本発明者等は、たとえば酸洗ライ
ンに安定してストリップを通板できるようにすべく、熱
間圧延板を直接的に冷間圧延することを考えた。そこ
で、本発明者等は、表面にスケールが付着したままの熱
間圧延板を直接的に冷間圧延してみたところ、驚くべき
ことに、材料（ストリップ）温度を僅か１５０℃程度ま
で高めることによって、Ｓｉを６．５％前後含有する超
高珪素鋼ストリップの場合、スケールの破砕、剥離を全
く生じることなく冷間圧延することができた。

【００３０】従来の知見によれば、たとえば特公昭５９
−２８９号公報、特公昭６０−４０９２１号公報に開示
されているように、表面にスケールが付着したままの熱
間圧延板を直接的に冷間圧延すると、スケールが破砕、
剥離して問題となり、これまで工業的量産規模でかかる
冷間圧延は行われていない。本発明者等は、超高珪素鋼
ストリップを１５０〜４７０℃の温度域で圧延すると、
熱間圧延板表面のスケールが全く剥離することなく圧延
できるという画期的な現象を発見した。以下、この知見
について、詳細に説明する。

【００３１】重量で、Ｓｉ：６．５２％、Ｃ：０．００
３％、Ｍｎ：０．１６％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．
００１％、ｔｏｔａｌ Ｎ：０．００１３％、残部実質
的にＦｅからなる５０ｋｇ鋼塊を、１２００℃に加熱し
た後、３５ｍｍ厚に熱間圧延し、得られた熱間圧延板を
再度加熱し、１１００℃で仕上熱間圧延を開始し６パス
で２．３ｍｍ厚さとした。圧延仕上温度は、９８０℃で
あった（Ａコイル）。

【００３２】比較のため、３５ｍｍ厚さに粗熱間圧延し
た材料を、１２００℃に加熱した後、８００℃で仕上熱
間圧延を開始し、６パスで２．３ｍｍ厚さに仕上げた。
圧延仕上温度は、６９０℃であった（Ｂコイル）。この
Ａ、Ｂ２コイルについて、表面酸化物（スケール）が付
着したままのものについて、材料温度：１）室温（≒２
３℃）、２）１５０℃、３）２７０℃、４）４４０℃で
圧延した。このときの材料（ストリップ）の割れ状況と
表面酸化物（スケール）の剥離程度を表１に示す。図５
（ａ）に、Ａコイルを室温で圧延したストリップ表面
を、図５（ｂ）に、Ａコイルを２７０℃で圧延したスト
リップ表面を示す。なお、Ｂコイルについては、熱間圧
延板の形状（平坦さ）が悪く、冷間圧延可能なものは僅
かであった。

【００３３】

【表１】

【００３４】Ａ、Ｂコイルともに、室温で圧延したもの
は表面酸化物（スケール）の破砕、剥離が甚だしく、剥
落したスケールが圧延油に混入したり、圧延ロールに付
着したりして圧延材表面に疵を発生する等の問題を生じ
た。圧延温度を１５０℃、２７０℃、４４０℃と高めて
いくと、表面酸化物（スケール）の破砕、剥離は全くな
く、圧延は順調に行われた。冷間圧延における材料の割
れの発生に関して説明すると、Ｂコイルは室温での圧延
でも比較的良好な圧延が遂行できた。材料温度を高くす
るに従ってさらに安定した圧延が遂行できた。Ａコイル
を室温で圧延すると材料割れが甚だしく、最終板厚に至
る以前の途中板厚の段階から圧延の遂行が不可能となっ
た。しかし、圧延温度を高くすると材料割れの発生もな
く良好な圧延が可能となった。

【００３５】このように、材料温度を１５０℃以上とし
て冷間圧延すると、熱間圧延工程において歩留り低下を
余儀なくされる苛酷な低温圧延を行わなくとも、通常の
量産普通鋼熱間圧延条件で圧延した超高珪素鋼板でも割
れを発生することなく、安定した圧延の遂行が可能とな
る。しかも、本発明の冷間圧延条件による圧延によれ
ば、材料に表面酸化物（スケール）が付着したままで冷
間圧延が可能であることを、本発明者等は見出した。従
来、超高珪素鋼板を３００℃前後の温度域で圧延する
と、材料表面酸化物（スケール）が付着したままで、ス
ケールを破砕、剥離せしめることなく圧延することがで
きるという知見は全く知られておらず、新規な知見であ
る。この温度域で圧延すると、スケールを破砕、剥離せ
しめることなく圧延することができる詳細なメカニズム
は不明であるが、図６（ａ）に示す熱間圧延板の表面酸
化物（スケール）の断面組織、図６（ｂ）に示す冷間圧
延板の表面酸化物（スケール）の断面組織、図７（ａ）
に示す熱間圧延板の表面酸化物（スケール）の断面ＳＥ
Ｍ像、図７（ｂ）に示す冷間圧延板の表面酸化物（スケ
ール）の断面ＳＥＭ像から明らかなように、冷間圧延板
の表面酸化物（スケール）は、均一に薄く延伸せしめら
れ、割れもなく鋼板に密着している。

【００３６】次に、本発明の成分系およびプロセスの限
定条件について説明する。Ｃは不純物として最終製品に
残存すると、磁気特性を劣化させるから可及的にその含
有量が少ない方がよい。特に、Ｃ含有量が０．００６％
を超えると、製品の磁気特性を大きく劣化させる。ま
た、冷間圧延性（冷間圧延し易さ）の観点からも、Ｃ含
有量は少ない方がよい。

【００３７】Ｓｉは、本発明の目的が磁歪が最小となる
略６．５％Ｓｉ鉄の薄板製品を工業的に量産し得るプロ
セスにあることから、６．５％を中心に若干の上下幅を
もつ範囲内であればよい。Ｓｉ含有量の下限は、従来市
販されていない珪素鋼板のＳｉ含有量範囲で４．５％と
し、可及的に６．５％に近い量であることが本発明の目
的に合う。Ｓｉ含有量の上限は、７．１％である。Ｓｉ
含有量が７．１％を超えると、冷間加工性の劣化が顕著
となるのみならず、製品の磁気特性はよくならない。

【００３８】Ｍｎは、０．０７〜０．３０％の範囲内で
冷間圧延における材料破断率を低下せしめ、特に板厚が
０．２０ｍｍ以下の薄い範囲で添加効果を発揮する。Ｓ
は、その含有量が少ないほど材料の冷間加工性を良好な
らしめる。また、Ｓが不純物として最終製品に残存する
と磁性を劣化させるから、この観点からもＳ含有量は可
及的に少ない方がよい。かかる理由からＳ含有量を０．
００７％以下とする。Ｓ含有量の下限は、可及的に低い
ほどよいけれども、一般的な工業的精錬技術では０．０
００８％程度が限界である。

【００３９】酸可溶性Ａｌおよびｔｏｔａｌ Ｎについ
ては、その組合せ範囲として、酸可溶性Ａｌ：０．００
６〜０．０３８％およびｔｏｔａｌ Ｎ：８〜３０ｐｐ
ｍの領域とすると、冷間加工性を良好ならしめることが
できる。この組合せ範囲にある場合に、鋼中のｔｏｔａ
ｌ Ｎの存在状態が鋼の靱性を劣化させない析出物の形
態を採ると考えられる。

【００４０】このように成分調整することによって、材
料温度を１５０℃以上とすれば圧延割れを生ぜしめるこ
となく冷間圧延を遂行できるようになる。上記以外の成
分については、特に限定しない。次に、本発明における
プロセスについて説明する。上記限定範囲内に調整され
た成分系を有する溶鋼は鋳造され、得られたスラブは熱
間圧延される。熱間圧延条件については特に限定されな
い。一般的に量産普通鋼における熱間圧延条件、たとえ
ば仕上熱間圧延開始温度：１０７０℃、仕上熱間圧延終
了温度；９８０というように比較的高温での熱間圧延で
よい。このように、本発明においては、高温域の材料が
軟らかい状態で圧延して差し支えないから、形状（平坦
さ）の良好な薄い熱間圧延板を製造することができる。

【００４１】溶鋼の鋳造条件について、本発明において
は特に制限されない。一般的な連続鋳造プロセスを採用
することができる。一方、最近、その実用化技術が開発
されつつある薄板鋳造法、即ち溶鋼を直接的に２．０ｍ
ｍ前後の薄帯に連続鋳造し、熱間圧延を省略するか或は
鋳造薄帯に形状矯正程度の軽圧下を適用する圧延を施し
て、冷間圧延素材とする鋳造プロセスによって得られた
ストリップも、本発明における冷間圧延素材とすること
ができる。しかし、薄板鋳造プロセスによって得られた
ストリップは、図８に示すように等軸粒からなってお
り、熱間圧延によって得られたストリップに比し結晶粒
が大きく、冷間圧延性が若干劣る。

【００４２】熱間圧延板或は鋳造薄帯は、表面酸化物
（スケール）が付着したままの状態で材料温度：１５０
〜４７０℃の温度域で冷間圧延される。材料（板或はス
トリップ）温度が４７０℃を超えると、圧延潤滑剤の劣
化が甚だしく、圧延の遂行が極めて困難となる。また、
材料温度が４７０℃を超えると、板厚制御も困難とな
る。材料温度が１５０〜４７０℃の範囲内にあれば、表
面酸化物（スケール）の破砕、剥離もなく、また材料に
割れを惹起することもなく冷間圧延が可能であり、保定
時間を採ることは基本的に必要ではない。

【００４３】この条件の下に材料は最終板厚まで冷間圧
延され、次いで機械的手段、たとえばショット・ブラス
ト、熱的手段、たとえばレーザ・ビーム照射、化学的手
段、たとえば酸洗等のスケール除去手段によって表面の
酸化物（スケール）が除去される。しかし、本発明の方
法によって得られた冷間圧延板における表面のスケール
は均一で薄く密着性も良好であるから、そのまま絶縁被
膜として機能させることができる。

【００４４】冷間圧延板における表面のスケールを絶縁
被膜として機能させるときは、スケール除去は行わな
い。材料を最終板厚まで冷間圧延したものをスケール除
去する場合、スケール除去ラインの生産性が低下するか
ら、冷間圧延工程の途中段階で材料表面のスケールを除
去し、しかる後最終板厚まで冷間圧延するプロセスを採
ることもできる。

【００４５】前記冷間圧延工程の途中段階で材料表面の
スケールを除去するプロセスを採る場合、スケール除去
ラインにおいて材料に割れの発生がなく安定した操業が
できるようにするために、ストリップ曲げ部の直径：２
００ｍｍで３０回以上の繰り返し曲げに耐える板厚であ
る１．２ｍｍ以下の厚さまで冷間圧延した後、スケール
を除去するようにすることが望ましい。

【００４６】最終板厚とされた冷間圧延板は、表面スケ
ールが有る場合、無い場合の何れにしても、８００〜１
０２０℃の温度域で焼鈍し、再結晶と粒成長を行わしめ
て製品とする。焼鈍時間は、温度が低いときは長く、温
度が高いときは短くなり、３０秒間〜３時間程度が採用
される。

【００４７】叙上のように、本発明においては、材料が
脆いために繰り返し曲げに耐えられない厚い熱間圧延板
の段階で表面にスケールが付着した状態のまま材料に割
れを発生させることなく冷間圧延して薄くすることに成
功したから、以降の工程で多数回の繰り返し曲げに耐え
られ、各種処理ラインに通板することが可能となる。し
かして、再結晶および粒成長を目的とする焼鈍を施す段
階では最終板厚となっており、焼鈍後は曲げを伴うマテ
リアル・ハンドリングに十分耐えられる。

【００４８】

【実施例】

（実施例１）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、酸可溶性Ａｌ、Ｎが
表２に示すもので、残部がＦｅおよび不可避的不純物で
ある５０ｋｇインゴットを作成し、１２００℃で加熱
し、８パスの熱間加工により仕上完了温度９９０℃で
１．８ｍｍ厚の鋼板とした。この鋼板から各成分につい
て、幅５ｃｍ×長１２ｃｍ×１０枚を準備し、表面酸化
物スケールを付けたまま１８０℃の板温度で０．２３ｍ
ｍ厚まで冷間圧延した。このときの冷間圧延破断割合
と、スケール剥離状況を表２に示した。本発明で限定し
た成分条件を満たす鋼板については、冷間圧延破断を生
じることなく、しかもスケール剥離を生じることもなく
圧延できた。

【００４９】

【表２】

【００５０】（実施例２）０．００４％Ｃ、６．５３％
Ｓｉ、０．１３％Ｍｎ、０．００１％Ｓ、０．００１７
％Ｎ、残部がＦｅおよび不可避的不純物である５０ｋｇ
インゴットを作成し、１２００℃で加熱し、８パスの熱
間加工により仕上温度約１０００℃で１．８ｍｍ厚の鋼
板とした。この鋼板から幅８ｃｍ×長１２ｃｍ×４０枚
を準備し、各１０枚ずつについて表面酸化物スケールを
付けたまま、板温を室温（≒２３℃）、１８０℃、
３００℃、４５０℃で冷間圧延した。このときのス
ケール剥離程度と、冷間圧延割れの結果を表３に示し
た。

【００５１】

【表３】

【００５２】圧延温度が１８０℃、３００℃、４５０℃
のものは冷間圧延割れもなく、かつスケール剥離もな
く、安定した冷間圧延が可能であった。これに対し圧延
温度が室温のものは、冷間圧延割れが激しく、１．５ｍ
ｍ厚以下は圧延不可能であった。しかも、圧延の最初か
らスケールの破砕・剥離が多く、１．５ｍｍ厚時点で、
表面からみて５０％以上のスケールが剥離した。

【００５３】（実施例３）実施例１の熱延板について、
幅８ｃｍ×長１５ｃｍ×４０枚を準備し、表面酸化物ス
ケールを付けたまま、板温を２８０℃で、板厚１．５
ｍｍ、１．２ｍｍ、０．５ｍｍ、０．３５ｍｍま
で冷間圧延した。この材料について直径２００ｍｍの円
筒に沿わせて曲げたときの破断に至るまでの曲げの回数
の平均を表４に示した。なお、比較のため熱延板につい
ても示した。

【００５４】

【表４】

【００５５】板厚１．２ｍｍ、０．５ｍｍ、０．３５ｍ
ｍのものは破断に至るまでの曲げ回数が２５回以上あ
り、曲げ加工に極めて安定していることが分る。 （実施例４）０．００３％Ｃ、６．５％Ｓｉ、０．１４
％Ｍｎ、０．００１％Ｓ、０．００１８％Ｎ、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を、双ロール間で
鋳造し、熱延なしで直接に１．８ｍｍ厚の薄鋳造板とし
た。この鋼板から幅８ｃｍ×長１２ｃｍ×４０枚を準備
し、各１０枚ずつについて表面酸化物スケールを付けた
まま、板温を室温（≒２３℃）、２００℃、３０
０℃、４５０℃で圧延した。この時のスケール剥離程
度と、冷間圧延割れの結果を表５に示した。

【００５６】

【表５】

【００５７】圧延温度が２００℃、３００℃、４５０℃
のものは冷間圧延割れもなく、かつスケール剥離もな
く、安定した冷間圧延が可能であった。これに対し圧延
温度が室温のものは、冷間圧延割れが激しく、１．７ｍ
ｍ厚以下は圧延不可能であった。しかも、圧延の最初か
らスケールの破砕・剥離が多く、１．７ｍｍ厚時点で、
表面からみて４０％以上のスケールが剥離した。

【００５８】（実施例５）実施例１の熱延板について幅
８ｃｍ×長１５ｃｍ×３０枚を準備した。そのうちの１
０枚については表面酸化物スケールを酸洗除去し、板温
２８０℃で０．３５ｍｍ厚に冷間圧延し、９００℃で６
０秒の焼鈍を行い、約１．５μｍ厚のクロム酸系の絶縁
被膜をコーティングした（Ａ）。別の１０枚については
表面酸化物スケールを付けたまま、２８０℃で０．８ｍ
ｍまで冷間圧延後、表面酸化物スケールを酸洗で除去
し、さらに板温２８０℃で０．３５ｍｍ厚まで冷間圧延
し、その後（Ａ）と同じ条件で焼鈍し、コーティングを
行った（Ｂ）。残りの１０枚については表面酸化物スケ
ールを付けたまま、板温２８０℃で０．３５ｍｍ厚まで
冷間圧延し、その後９００℃で６０秒の焼鈍を行った
（Ｃ）。前記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）の成品の磁気特性
を表６に示した。

【００５９】

【表６】

【００６０】いずれの成品についても、同じ磁気特性が
得られた。但し（Ｃ）については焼鈍時に強い還元性雰
囲気で行うと、表面酸化物スケールが変質するので注意
する必要がある。 （実施例６）０．００４％Ｃ、６．４５％Ｓｉ、０．１
４％Ｍｎ、０．００１７％Ｎ、残部がＦｅおよび不可避
的不純物である溶鋼を２５０ｍｍ厚の連続鋳造鋳片と
し、１２００℃で加熱後、粗圧延で３５ｍｍ厚にし、仕
上熱延を開始１１２０℃、終了１０２０℃で行い２．０
ｍｍ厚熱延板とした。表面酸化物スケールを付けたまま
板温３００℃で０．８ｍｍ厚まで冷間圧延した。その
後、全長約７０ｍの長大酸洗ラインを通板した。

【００６１】その後、板温２２０℃で０．３５ｍｍ厚ま
で冷間圧延した。さらに脱脂ラインを通板し、全長約１
００ｍを超える長大焼鈍ラインを通板し、８７０℃×３
０ｓｅｃの焼鈍を行い、クロム酸系の絶縁被膜コーティ
ングを行った。冷間圧延、酸洗、焼鈍、コーティングに
ついて、いずれのライン通板においても割れがなく、成
品が得られた。この時の磁気特性もＢ₈ ＝１．３２Ｔ、
Ｗ_10/50 ＝０．７３Ｗ／ｋｇ、Ｗ_10/400＝１０．９Ｗ／
ｋｇであり、良好であった。

【００６２】

【発明の効果】本発明によれば、極めて脆く冷間圧延に
おける材料割れ、処理ラインに通板するときの曲げ部に
おける材料折損、割れを惹起するために工業的量産が困
難であった略６．５％Ｓｉ含有鋼を、熱間圧延条件に厳
しい条件を設けることなく、材料の破断、割れを生ぜし
めることなく冷間圧延することを可能にするとともに、
従来、電磁鋼板製造のために一般的に用いられている処
理ラインで、曲げ部での材料折損、割れを惹起すること
なく取扱い得るから、磁気特性に優れた超高珪素鋼板を
低コストで工業的に量産でき、産業上大きな効果を奏す
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】従来の量産普通鋼における熱間圧延条件である
仕上熱間圧延開始温度：１０９０℃、仕上熱間圧延終了
温度：１０００℃として熱間圧延した熱間圧延板の厚さ
方向における金属結晶組織を示す顕微鏡写真図である。

【図２】鋼中のＴ．Ｎと酸可溶性Ａｌの異なる鋼板の冷
間圧延破断率を示す図である。

【図３】鋼中のＴ．Ｎと酸可溶性Ａｌの異なる熱間圧延
板の析出物状態を示す金属組織電子顕微鏡写真である。

【図４】超高珪素鋼熱間圧延板の厚さと、処理ラインに
おける曲げ部で材料に折損或は割れが発生するまでの曲
げ回数の関係を、曲げ部直径水準別に示す図である。

【図５】（ａ）は、従来の量産普通鋼における熱間圧延
条件で圧延した超高珪素鋼板ストリップを表面酸化物
（スケール）が付着したままでの状態で、室温で圧延し
たときのストリップ表面性状を示す金属組織写真図、
（ｂ）は、従来の量産普通鋼における熱間圧延条件で圧
延した超高珪素鋼板ストリップを表面酸化物（スケー
ル）が付着したままでの状態で、材料温度を２７０℃と
して圧延して得られた冷間圧延板の表面性状を示す金属
組織写真図である。

【図６】（ａ）は、熱間圧延板の表面酸化物（スケー
ル）の断面組織を示す金属組織写真、（ｂ）は、本発明
による方法によって冷間圧延された超高珪素鋼板の表面
酸化物（スケール）の断面組織を示す金属組織写真図で
ある。

【図７】（ａ）は、熱間圧延板の表面酸化物（スケー
ル）の断面ＳＥＭ像を示す金属組織写真図、（ｂ）は、
本発明による方法によって冷間圧延された超高珪素鋼板
の表面酸化物（スケール）の断面ＳＥＭ像を示す金属組
織写真図である。

【図８】溶鋼から鋳造によって直接的に得られたストリ
ップの断面組織を示す金属組織写真図である。

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量で、Ｃ≦０．００６％、Ｓｉ：４．
   ５〜７．１％、Ｍｎ：０．０７〜０．３０％、Ｓ≦０．
   ００７％、酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．０３８％、
   ｔｏｔａｌ Ｎ：８〜３０ｐｐｍ、残部Ｆｅおよび不可
   避的不純物からなる熱間圧延板或は鋳造薄板を、表面酸
   化物（スケール）が付着したままの状態で板温度：１５
   ０〜４７０℃の温度域で冷間圧延し、しかる後再結晶お
   よび粒成長を目的とする焼鈍を施すようにしたことを特
   徴とする超高珪素電磁鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 重量で、Ｃ≦０．００６％、Ｓｉ：４．
   ５〜７．１％、Ｍｎ：０．０７〜０．３０％、Ｓ≦０．
   ００７％、酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．０３８％、
   ｔｏｔａｌ Ｎ：８〜３０ｐｐｍ、残部Ｆｅおよび不可
   避的不純物からなる熱間圧延板或は鋳造薄板を、表面酸
   化物（スケール）が付着したままの状態で板温度：１５
   ０〜４７０℃の温度域で１．２ｍｍ以下の厚さまで冷間
   圧延し、次いで鋼板（ストリップ）の曲げ部（ロール
   等）の直径が２００ｍｍ以上に構成された処理ラインに
   通板して表面酸化物（スケール）を除去し、しかる後再
   結晶および粒成長を目的とする焼鈍を施すようにしたこ
   とを特徴とする超高珪素電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 重量で、Ｃ≦０．００６％、Ｓｉ：４．
   ５〜７．１％、Ｍｎ：０．０７〜０．３０％、Ｓ≦０．
   ００７％、酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．０３８％、
   ｔｏｔａｌ Ｎ：８〜３０ｐｐｍ、残部Ｆｅおよび不可
   避的不純物からなる熱間圧延板或は鋳造薄板を、表面酸
   化物（スケール）が付着したままの状態で板温度：１５
   ０〜４７０℃の温度域で１．２ｍｍ以下の厚さまで冷間
   圧延し、次いで鋼板（ストリップ）の曲げ部（ロール
   等）の直径が２００ｍｍ以上に構成された処理ラインに
   通板して表面酸化物（スケール）を除去した後、冷間圧
   延を施して最終板厚とし、しかる後再結晶および粒成長
   を目的とする焼鈍を施すようにしたことを特徴とする超
   高珪素電磁鋼板の製造方法。