JP2760262B2 - 無方向性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、電気機器の鉄心として
広く用いられる鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法
に関し、とりわけ高周波域で使用される電気機器の鉄心
に適した無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】最近の電気機器では高効率化や小型軽量
化の観点から、高周波域で使用される傾向が高まりつつ
ある。そのため高周波域でエネルギー損失が低いような
電気機器の鉄心が求められており、それを構成する材料
である電磁鋼板もまた高周波域で鉄損の低いことが要望
されている。

【０００３】電磁鋼板の鉄損は、ヒステリシス損と渦電
流損から構成されており、それぞれ周波数の一乗と二乗
に比例して増大する。したがって、高周波域で電磁鋼板
の鉄損を低減するためには、高周波域において鉄損に占
める割合の大きい渦電流損を低減させることが有効であ
る。従来、渦電流損を低減させる方法として、鋼板の電
気抵抗を上昇させることや板厚を薄くすることが行われ
てきた。

【０００４】鋼中にSiを磁歪の最小値を示す6.5 ％まで
添加すると、ヒステリシス損を損なうことなく、鋼板の
電気抵抗を上昇させて渦電流損を低減することができる
ことが知られている。このような高Si含有鋼の製造方法
は、特開昭62−103321号公報に示されている。しかし、
Si含有量が高くなると鋼は脆くなり、加工成形性が劣化
することから、鋼板の製造や加工には特殊な条件や設備
が必要となる。

【０００５】特開昭62−196354号公報および特開昭62−
196358号公報には、Si:2.5〜7.0 ％とともに、Ｗ：0.05
〜3.0 ％、Mo：0.05〜3.0 ％、Ti：0.05〜3.0 ％、Mn:
0.1〜11.5％、Ni:0.1〜20.0％、Co:0.5〜20.0％、Cr:0.
1〜10.0％およびAl:0.5〜13.0％のうちから選んだ１種
または２種以上を20.0％を越えない範囲で含有させるこ
とで、磁気特性と機械的特性の両方を満足させた高張力
軟磁性鋼板が示されている。

【０００６】しかしこれらの鋼板では、合金成分の含有
量が多くなるにつれて機械的特性は改善されるが、磁気
特性が劣化する傾向にあるため、前記二つの特性を兼ね
備えた鋼板は、通常の条件や設備では得られにくい。さ
らに、このような高合金軟磁性鋼板では、冷間圧延時や
打ち抜き加工時の加工性にも問題がある。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】前述したように 6.5％
Si鋼に代表される高Si含有鋼板は、優れた軟磁気特性を
有する反面、極めて脆いため、通常のプロセスにおける
冷間圧延では製造が困難である。たとえ特殊な条件下で
冷間圧延に成功しても、最終製品からさまざまな形状の
鉄心に打ち抜くことは困難である。

【０００８】本発明の目的は、現状の通常の設備で実現
可能な条件で冷間圧延しても、高周波域における鉄損が
低く、かつ冷間圧延性と打ち抜き加工性に優れた無方向
性電磁鋼板を製造することができる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】本発明の要旨は次の製造
方法にある。

【００１０】重量％で、Si:1.5〜3.5 ％、Mn:0.2〜4.0
％およびAl:2.5〜4.5 ％を含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延した後、圧下率
３〜20％で冷間圧延を施してから 650〜1000℃で中間焼
鈍を行い、次いで圧下率75〜90％で冷間圧延を施した
後、仕上焼鈍を行う鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造
方法。

【００１１】本発明者らは、高Si鋼板と同程度に良好な
磁気特性を有し、かつ冷間圧延性、打ち抜き加工性に優
れた無方向性電磁鋼板の製造方法を確立すべく詳細に検
討した結果、下記、の知見を得た。

【００１２】適正量のSi、Mn、Alの複合添加により電
気抵抗を増加させた鋼板では、 6.5％前後のSiを単独添
加して電気抵抗を増加させた鋼板と同等の良好な磁気特
性が得られる。しかも、打ち抜き加工性はSi単独添加の
場合に比べ優れている。

【００１３】冷間圧延は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧
延とし、１回目の圧下率は３〜20％、２回目の圧下率は
75〜90％とすることが、さらなる磁気特性と冷間圧延時
の加工性の改善に有効である。

【００１４】

【作用】以下に、本発明の構成要件毎に作用効果を説明
する。％は重量％を意味する。

【００１５】（１）素材鋼スラブの組成 (a) Si:1.5〜3.5 ％ Siは磁気特性に大きな影響を与える元素であり、含有量
が増加するほど鋼板の電気抵抗が上昇して渦電流損が低
下し、そのために鉄損が低減する。しかし、Si含有量が
3.5 ％を超えると、加工性が劣化して冷間圧延が困難と
なるとともに、打ち抜き加工性も悪化する。一方、1.5
％未満の含有量では鋼板の電気抵抗が低いことから鉄損
の低減が望めず、さらに高周波域における渦電流損の抑
制も期待できない。よって、Si含有量の適正範囲は 1.5
〜3.5 ％とした。

【００１６】(b) Mn:0.2〜4.0 ％ Mnは熱間と冷間での圧延性を高める効果を有する元素で
ある。冷間圧延性の改善は、Mnの固溶効果により中間焼
鈍時の結晶粒径の粗大化が抑制された結果によるものと
も考えられる。この効果を得るには、Mn含有量を0.2 ％
以上とすることが必要である。また、MnはSiと同様に鋼
板の電気抵抗を上昇させ渦電流損を抑制する作用があ
り、鉄損を低下させることができる。

【００１７】しかし、Mn含有量が4.0 ％を超えると固溶
効果による強度が上昇しすぎて冷間圧延性が悪化する。
また、焼鈍温度や他の元素含有量によっては、α−γ変
態を生じさせるために、優れた磁気特性が得られない。
このため、その上限を4.0 ％とした。

【００１８】(c) Al:2.5〜4.5 ％ Alは、Siとほぼ同等に電気抵抗を上昇させる効果を有す
る元素である。したがって、Si、Mnの含有量に応じて適
正量のAlを複合添加することにより、高周波域において
極めて良好な磁気特性を得ることができる。さらに、Si
単独添加の場合よりも冷間加工性と打ち抜き加工性が優
れたものが得られる。

【００１９】Si、MnとAlの複合添加は、単に電気抵抗が
増加した以上の高周波域での磁気特性改善効果を生じさ
せる。この理由は、これらの元素を最適なバランスで含
有させることにより、高周波域での磁気特性に有利な磁
区構造が形成されるためであると考えられる。

【００２０】上記の磁気特性の改善効果は、Al含有量が
2.5 ％未満では得られない。すなわち、Al含有量が2.5
％未満では電気抵抗が低すぎるために、鉄損の低下が望
めず、特に高周波域での鉄損の低減効果は希薄である。

【００２１】一方、Al含有量が4.5 ％を超えると冷間圧
延や打ち抜き加工時に割れが発生しやすくなるため、そ
の上限値を4.5 ％とした。

【００２２】上記三元素以外の含有量は鋼スラブではな
るべく低く抑えることが望ましい。

【００２３】Ｃは鉄損に悪影響を与えるので 0.010％以
下、さらに言えば 0.005％以下が望ましい。製品段階で
残存したＣは磁壁移動の障害物となる炭化物を生成し、
ヒステリシス損を増大させるので好ましくない。

【００２４】ＳはMnと結合して炭化物と同様に磁壁移動
の障害となるMnS を生成し、磁気特性の劣化をもたら
す。そのため、Ｓ含有量は低いほど好ましく、0.006 ％
以下、さらに言えば 0.003％以下とするのがよい。

【００２５】Ｐは鋼板を脆化させるので、 0.020％以下
とするのが望ましい。

【００２６】ＮはAlと結合して磁壁移動の障害となるAl
N を生成するため、低くすることが必要である。このた
め0.0060％以下とすることが望ましい。

【００２７】なお、冷間加工や打ち抜き加工の際の割れ
防止の観点から、Ｂを0.0020％以下の範囲で含有させて
もよい。

【００２８】（２）製造工程 次に、製造工程および条件の限定理由について説明す
る。

【００２９】素材の鋼スラブは前記の組成を有する。こ
れは、転炉、電気炉などで溶製し、必要があれば真空脱
ガスなどの処理を施した溶鋼を、連続鋳造法でスラブに
したもの、あるいはインゴットにして分塊圧延したもの
のいずれでもよい。

【００３０】スラブの熱間圧延条件については特に限定
しない。しかし、望ましい温度範囲は、スラブ加熱温度
で1100〜1270℃、圧延仕上温度で 700〜950 ℃である。

【００３１】(a) 冷間圧延 冷間圧延条件は、高周波域で優れた磁気特性を得るため
に極めて重要な要件である。上記の熱間圧延を施した
後、後述する中間焼鈍を挟んで圧下率を３〜20％とする
１回目の冷間圧延（以下、一次冷延という）と圧下率を
75〜90％とする２回目の冷間圧延（以下、二次冷延とい
う）を行う。

【００３２】中間焼鈍を行わない場合（冷間圧延を一
次、二次の２回に分けない場合）、割れが発生して所定
の圧下率が得られない。まして、冷間圧延を２回に分け
て行う場合でも、一次冷延時の圧下率が３％未満の場合
では、中間焼鈍により結晶粒が粗くなるため、二次冷延
で割れが発生しやすくなる。また、一次冷延の圧下率が
20％を超える場合、あるいは二次冷延の圧下率が75％未
満および90％を超える場合では、仕上焼鈍において磁気
特性に有効な集合組織を発達させることができない。

【００３３】すなわち、いずれの冷間圧延においても、
上記の圧下率の範囲とすることで、鋼板の割れ発生を抑
制して、良好な磁気特性を有する鋼板を製造することが
できる。

【００３４】冷間圧延は室温でもよいが、割れ防止の観
点から鋼板を350 ℃以下に加熱して実施してもよい。35
0 ℃を超えると圧延時の鋼板の形状制御が困難になると
ともに、圧延油も特殊な性状のものを用いる必要が生じ
るためである。

【００３５】(b)中間焼鈍 中間焼鈍は、一次冷延で形成された加工組織を再結晶さ
せることが目的である。熱延板に前記の一次圧延を施し
た後、中間焼鈍を行って再結晶させることにより、磁気
特性の改善と二次冷延時の割れ抑制が達成できる。焼鈍
の方法は箱焼鈍方式、連続焼鈍方式のいずれでもよい。

【００３６】焼鈍温度が 650℃未満では熱延板の再結晶
が十分に進行せず、焼鈍の効果が得られない。一方、焼
鈍温度が1000℃を超えると結晶粒が粗大化しすぎて、二
次冷延時に割れが生じやすくなる。したがって、中間焼
鈍温度は 650〜1000℃とした。箱焼鈍の場合には 650〜
900 ℃が、連続焼鈍の場合には 750〜1000℃が、それぞ
れ望ましい。

【００３７】(c) 仕上焼鈍 二次冷延により所定の板厚に仕上げられた鋼板は、焼鈍
して再結晶と粒成長を行わせることにより、良好な磁気
特性を有するものにすることができる。この場合の焼鈍
も箱焼鈍方式、連続焼鈍方式のいずれでもよく、その条
件は特に限定する必要はないが、焼鈍温度の範囲は700
℃以上、1250℃以下とするのが望ましい。700 ℃未満で
は再結晶と粒成長が十分に達成できない。一方、1250℃
を超えると磁気特性に大きな改善効果はみられず、経済
的にも見合わない。

【００３８】

【実施例】

〔試験１〕表１に示す組成の供試鋼Ａ〜Ｏ（15種類）を
真空高周波炉で溶製し、50kgインゴットとした。これら
の供試鋼はSi、AlおよびMnの含有量を大きく変化させた
ものである。全ての鋼種において、Ｃ: 0.0030％以下、
Ｐ:0.015％以下、Ｓ: 0.0020％以下、Ｎ: 0.0030％以下
であり、その他の元素も不可避的不純物のレベルであ
る。

【００３９】

【表１（１）】

【００４０】

【表１（２）】

【００４１】各インゴットを1200℃に加熱後、仕上温度
850 ℃の熱間圧延により厚さ2.3 mmの板材とした。次
に、圧下率10％で厚さ2.07mmまで一次冷間圧延を施して
から、750 ℃で１時間均熱の箱焼鈍による中間焼鈍を実
施し、次いで圧下率83％で厚さ0.35mmまで二次冷延を行
った。

【００４２】冷間圧延は一次二次ともに試験片を100 ℃
に加熱して行い、この結果、鋼種Ａ〜Ｊ、ＮおよびＯは
目標の板厚まで圧延できたが、鋼種Ｋ、ＬおよびＭでは
二次冷延で割れが発生し、それ以上の圧延はできなかっ
た。そのため、鋼種Ｋ、ＬおよびＭは試験片を200 ℃ま
で加熱して、目標の板厚まで同じ圧下率で二次冷延を行
った。しかし、鋼種Ｍでは、両エッジから耳割れが発生
したため、300 ℃まで加熱して、同様の二次冷延を行っ
た。

【００４３】二次冷延鋼板に1000℃で１分間均熱の仕上
焼鈍を施した後、圧延方向および圧延直角方向を長手方
向として、幅30mm、長さ280 mmのエプスタイン磁気特性
測定試験片を打ち抜いた。しかし、鋼種Ｋ、Ｏでは打ち
抜き端面に小さな亀裂が生じ、また鋼種Ｌ、Ｍでは亀裂
が大きく試験片が欠落した。したがって、鋼種Ｋ、Ｌ、
Ｍ、Ｏについては、放電加工により上記と同じ形状のエ
プスタイン磁気特性測定試験片を作製した。

【００４４】これらの試験片を用いて、800 ℃で２時間
の歪取り焼鈍を実施した後、エプスタイン磁気測定器に
より磁気特性を測定した。これらの一連の試験結果を併
せて表１に示す。

【００４５】本発明で定める条件を全て満たして、鋼種
Ａ〜Ｉから製造された鋼板は、冷間圧延や打ち抜き加工
で割れの発生がなく良好な加工性を示すとともに、磁気
特性も、良好なレベルを有することが明らかである。

【００４６】Al含有量が本発明で定める下限より低い鋼
種Ｊから製造された鋼板では、製造条件が本発明範囲で
あっても、本発明例を凌ぐほどの磁気特性が得られな
い。Al含有量が本発明で定める上限より高い鋼種Ｋから
製造された鋼板では、同様に、100 ℃での二次冷延時と
打ち抜き加工時に割れが発生した。

【００４７】Mn含有量が高すぎる鋼種Ｍ、Ｏから製造さ
れた鋼板では、α−γ変態が生じたため本発明例よりも
磁気特性に劣り、鋼種Ｏでは固溶強化のため、打ち抜き
加工時に割れが発生した。

【００４８】Si含有量が高すぎる鋼種Ｌ、Ｍから製造さ
れた鋼板では、二次冷延で割れが発生しやすく、打ち抜
き加工時でも割れが発生した。このように、これらの鋼
種は極めて使いにくい材料である。

【００４９】〔試験２〕試験１における鋼種Ｆ（化学組
成は本発明で定める範囲）のインゴットから、試験１と
同様の方法で厚さ2.3 mmの熱延板に仕上げた後、表２に
示す条件に従い、100 ℃で一次冷延を実施し、中間焼鈍
として750 ℃で１時間均熱の箱焼鈍を行った。さらに、
表２に示す条件に従い、100 ℃で二次冷延を行った後、
試験１と同様の方法でエプスタイン磁気特性測定試験片
を作製し、磁気特性を測定した。

【００５０】条件１〜３では中間焼鈍温度を、条件４〜
８では主に一次冷延の圧下率を、それぞれ変化させた。
これらの一連の試験結果を併せて表２に示す。

【００５１】

【表２】

【００５２】中間焼鈍温度が本発明で定める上限を超え
る条件１では、粒成長しすぎたために脆くなり、二次冷
延時に割れが発生した。同様に、中間焼鈍温度が低い条
件３では、再結晶が十分でないために本発明例に比べて
磁気特性が劣る。中間焼鈍を省いた条件４では、冷間圧
延に必要な延性が得られず、割れが発生した。

【００５３】一次冷延の圧下率が低すぎる条件５と高す
ぎる条件８では、それ以外の条件が本発明の範囲内であ
っても、仕上焼鈍後の集合組織が本発明例に比べて悪く
なったいるために、磁気特性に劣る。

【００５４】本発明で定める条件を全て満たす条件２、
６および７では、いずれも優れた磁気特性と加工性を示
している。

【００５５】〔試験３〕試験１における鋼種Ｆのインゴ
ットから、試験１と同様の方法で厚さ1.5 mm、同3.0 m
m、同6.0 mmの熱延板に仕上げた後、表３に示す条件に
従い、100 ℃で一次冷延を実施し、中間焼鈍として900
℃で１分間均熱の連続焼鈍を行った。さらに、表３に示
す条件に従い、100 ℃で二次冷延を行った後、試験１と
同様の方法でエプスタイン磁気特性測定試験片を作製
し、磁気特性を測定した。

【００５６】条件９〜11では二次冷延の圧下率をそれぞ
れ変化させた。これらの一連の試験結果を併せて表３に
示す。

【００５７】

【表３】

【００５８】二次冷延の圧下率が、本発明で定める範囲
より低い条件９と高い条件11では、加工性は問題ないも
のの、仕上焼鈍後の集合組織が悪くなり、本発明例を示
す条件10と比べて磁気特性が劣る。条件10では、優れた
磁気特性を示している。

【００５９】

【発明の効果】本発明の方法によれば、一般的な製造工
程により、特に高周波域で鉄損が低く、しかも冷間加工
性と打ち抜き加工性に優れた無方向性電磁鋼板を製造す
ることができる。

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Si:1.5〜3.5 ％、Mn:0.2〜4.0
   ％およびAl:2.5〜4.5 ％を含有し、残部はFeおよび不可
   避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延した後、圧下率
   ３〜20％で冷間圧延を施してから 650〜1000℃で中間焼
   鈍を行い、次いで圧下率75〜90％で冷間圧延を施した
   後、仕上焼鈍を行う鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造
   方法。