JP2819993B2

JP2819993B2 - 優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2819993B2
Application number: JP5167620A
Authority: JP
Inventors: 裕義屋鋪; 隆田中; 光代土居
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-07-07
Filing date: 1993-07-07
Publication date: 1998-11-05
Anticipated expiration: 2013-11-05
Also published as: JPH0718334A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、大型回転機用の鉄心材
料として優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】発電機や大型モーターのような大型の回
転機用鉄心には、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角
方向 (Ｃ方向）の磁気特性のバランスが重要である。一
般には、ハイグレードの無方向性電磁鋼板と方向性電磁
鋼板が使用されている。

【０００３】しかし、無方向性電磁鋼板を用いるとＬ方
向の磁気特性が十分とは言えず、この特性改善が課題と
なっている。一方、方向性電磁鋼板を用いると磁気特性
の異方性が強く、Ｌ方向の磁気特性は優れているがＣ方
向の磁気特性が極端に悪いため、やはり現状では十分に
満足できる磁気特性とはなっていない。加えて、方向性
電磁鋼板の製造には脱炭焼鈍や1200℃前後の高温での仕
上焼鈍が必要であるため、極めてコストが高いものとな
る。

【０００４】以上のような問題を解決するために、いく
つかの提案がなされている。例えば特開平５−9666号公
報には、Ｃ:0.01 ％以下、Si:1.5〜3.0 ％、Mn:1.0〜3.
0 ％、酸可溶性Al:0.003〜0.015 ％を含有する鋼スラブ
から製造された鋼板を用い、二次再結晶のための焼鈍を
窒素含有雰囲気で行うことにより、脱炭焼鈍や1050℃を
超える高温焼鈍を施すことなく低コストで、良好な磁気
特性を有する方向性電磁鋼板を製造する方法が示されて
いる。

【０００５】しかしこの方法は、Ｃ方向の磁気特性が極
端に悪いという方向性電磁鋼板の欠点の解消を目的とす
るものではない。

【０００６】特開平５−70833 号公報には、スラブ加熱
温度1150〜1250℃で熱間圧延を行い、次いで中間焼鈍を
含む１〜２回の冷間圧延を行った後、脱炭焼鈍を施し、
その後必要に応じて 0.5〜5.0 ％の圧下率で冷間圧延を
施した後、連続焼鈍を行う磁気特性の異方性のバランス
に優れた電磁鋼板の製造方法が示されている。

【０００７】しかしこの場合も、一般の方向性電磁鋼板
に比べると異方性は減少しているが、鉄損のＣ／Ｌ（Ｃ
方向の鉄損Ｗ_15/50をＬ方向のそれで割った値）が２倍
を超えるレベルにあり、異方性の改善が十分に行われて
いるとは言えない。しかも、この方法では脱炭焼鈍や場
合により２〜３回の冷間圧延が必要であり、十分なコス
ト低減効果がない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、鉄損
のＣ／Ｌが2.0 以下で極度の異方性がなく、しかもＬ方
向とＣ方向の鉄損がともに低いレベルにある、回転機用
の鉄心材料として優れた磁気特性を有する電磁鋼板を低
コストで製造す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、Ｃ:0.010％以下、Si:2.5〜4.0
％、Mn:2.0〜4.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、酸可溶性Al:0.0
03〜0.030 ％、Ｎ:0.001〜0.010 ％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、下記〜
の工程で処理することを特徴とする、鉄損が低く圧延方
向と圧延直角方向の磁気特性のバランスに優れた電磁鋼
板の製造方法。

【００１１】熱間圧延を行う工程熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
冷間圧延を行う工程連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程 H₂雰囲気中で 800〜1000℃の温度域に４〜100 時間保
持して二次再結晶を起こさせる工程本発明が狙いとする適度の磁気特性の異方性は、焼鈍時
の二次再結晶により形成された集合組織の影響によるも
のである。この二次再結晶は、一般にインヒビターと呼
ばれる析出物により、結晶粒の成長が抑制された状況下
で、ミラー指数の｛１１０｝＜００１＞で表示されるゴ
ス方位の結晶粒が選択的に成長する現象である。

【００１２】通常の方向性電磁鋼板においては、析出物
のインヒビター効果が極めて強く、ゴス方位集積度の高
い二次再結晶が発生する。このため、この場合はＬ方向
の磁気特性は著しく良好になるが、Ｃ方向のそれは極端
に劣化する。

【００１３】本発明は次の知見に基づくものである。す
なわち、Si、Mn、Alの各含有量の制御と二次再結晶焼鈍
の雰囲気の制御により、適量のインヒビター析出物〔Al
N や（Al、Si、Mn）窒化物〕を分散させて比較的弱いイ
ンヒビター効果を生じさせ、二次再結晶のゴス方位への
集積度を適正化すると、Ｌ方向とＣ方向の磁気特性の比
が小さく、かつＬ方向とＣ方向の平均の磁気特性は高水
準のものが得られる。

【００１４】

【作用】本発明の方法の対象となる鋼スラブの化学組
成、製造工程および製造条件を前記のように限定した理
由を説明する。以下、％は重量％を意味する。

【００１５】（１）スラブの組成Ｃ：0.010 ％以下製品中のＣは鉄損に悪影響を及ぼすため、Ｃ含有量はス
ラブの段階で 0.010％以下、望ましくは0.005 ％以下と
する必要がある。製品段階で残存したＣは炭化物を生成
し、これが磁壁移動の障害物となり、鉄損が増加するか
らである。

【００１６】Si： 2.5〜4.0 ％ Siは磁気特性に大きな影響を与える元素であり、その含
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、結果として鉄損が減少する。しかし、Si含有
量が4.0 ％を超えると加工性が劣化して冷間圧延が困難
となる。一方、2.5 ％未満では鋼板の電気抵抗が低く、
鉄損の低減ができない。よって、Si含有量の範囲は 2.5
〜4.0 ％とした。

【００１７】Mn： 2.0〜4.0 ％ MnはSiと同様に鋼板の電気抵抗を上昇させるのに有効な
元素であるが、Mn含有量が2.0 ％未満ではその効果が小
さい。またMnは、インヒビター析出物である（Al、Si、
Mn）窒化物を形成し、二次再結晶焼鈍で、本発明の狙い
とする適度の異方性を有する磁気特性が得られる集合組
織の形成に不可欠な元素である。この作用もMn含有量が
2.0 ％以上で顕著となるので、この面からも2.0 ％以上
とした。一方、Mn含有量が4.0 ％を超えると鋼中に生成
する（Al、Si、Mn）窒化物の分散状態が不適切になり、
良好な磁気特性が得られない。よって、Mn含有量の範囲
は、 2.0〜4.0 ％とした。

【００１８】Ｓ：0.01％以下ＳはMnと結合してMnS を形成する。本発明では焼鈍時の
集合組織を制御する主要なインヒビター析出物として、
AlN や（Al、Si、Mn）窒化物を用いる。したがって、一
般の方向性電磁鋼板のようにMnS をインヒビターとして
使用しないので、Ｓを多量に含有させる必要はない。製
品段階で多量のMnS 粒子が鋼中に残存すると鉄損の劣化
をもたらす。このため、Ｓ含有量は0.01％以下とした。
なお、鉄損低減の観点から望ましいのは0.005 ％以下で
ある。

【００１９】酸可溶性Al（sol.Al）： 0.003〜0.030 ％ Alは、二次再結晶で適度な磁気特性の異方性を有する集
合組織を形成させるために必要なインヒビター析出物
〔AlN や（Al、Si、Mn）窒化物〕の生成に重要な役割を
果たす元素である。sol.AlとしてAl含有量が0.003 ％未
満では十分なインヒビター効果が得られない。一方、0.
030 ％を超えるとインヒビター量が多くなりすぎるとと
もに、その分散状態が不適切になり、安定した二次再結
晶が生じない。よって、sol.Al含有量の範囲は 0.003〜
0.030 ％とした。

【００２０】Ｎ： 0.001〜0.010 ％Ｎはインヒビター窒化物を形成するために必要な元素で
ある。Ｎ含有量がスラブ段階で0.001 ％未満では窒化物
の析出量が不足し、所望のインヒビター効果が得られな
い。一方、0.010 ％を超えるとその効果は飽和する。よ
って、スラブ段階でのＮ含有量の範囲は 0.001〜0.010
％とした。

【００２１】（２）製造工程および製造条件素材の鋼スラブは上記の組成を持つものである。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、連続鋳造でスラブとしたも
の、またはインゴットにして分塊圧延しスラブとしたも
ののいずれでもよい。

【００２２】(a)第の工程（熱間圧延）熱間圧延の条件については特に制約はないが、望ましい
のは、加熱温度1100〜1270℃、仕上温度 700〜950 ℃で
ある。

【００２３】(b)第の工程（熱延板焼鈍、冷間圧延）熱延板は、所定の製品板厚まで冷間圧延する。このと
き、冷間圧延開始前に焼鈍（いわゆる熱延板焼鈍）を行
ってもよい。この熱延板焼鈍は、析出物の分散状態の適
正化と熱延板の再結晶によるミクロ組織の均質化を促進
し、二次再結晶の発生を安定化するのに有効である。

【００２４】熱延板焼鈍を連続焼鈍で行う場合は 750〜
1100℃で10秒から５分の均熱、箱焼鈍で行う場合は 600
〜850 ℃で30分〜24時間の均熱とするのが望ましい。

【００２５】 (c)第の工程（仕上焼鈍前の連続焼鈍、一次再結晶焼
鈍）後述する仕上焼鈍で安定した二次再結晶を発生させるた
めには、急速加熱による一次再結晶が必要である。この
ために連続焼鈍が有効であり、焼鈍温度は 700〜1000℃
とするのが望ましい。

【００２６】 (d)第の工程（二次再結晶のための仕上焼鈍）仕上焼鈍の目的は、適度のゴス方位集積度を持つ二次再
結晶を発生させることにある。このためには、二次再結
晶の発生する温度域でインヒビター強度を適切に制御す
ることが重要である。

【００２７】仕上焼鈍において、 800〜1000℃の温度域
で４〜100 時間保持するのは、この温度域で最も適切な
インヒビター強度が得られ、適度にゴス方位へ集積した
二次再結晶が発生するからである。800 ℃未満ではイン
ヒビターの効果、すなわち粒成長抑制力が強すぎて二次
再結晶が発生しない。一方、1000℃を超える温度は二次
再結晶に必要なく、いたずらに製造コストを上昇させる
だけである。

【００２８】800〜1000℃の温度域での保持時間が４時
間未満では、二次再結晶の発生に十分ではない。一方、
100 時間を超える保持は意味がなく、経済的にも不利で
ある。これらの理由で、仕上焼鈍の条件を 800〜1000℃
の温度域で４〜100 時間保持とした。

【００２９】仕上焼鈍の雰囲気は、100 ％のH₂（工業的
な意味での純水素雰囲気）とする必要がある。窒素含有
ガスの場合には、雰囲気ガスによる鋼板の窒化が生じて
インヒビター効果が上昇し、ゴス方位への集積度が高す
ぎる二次再結晶が発生するからである。この場合には、
Ｌ方向の磁気特性は良好であるが、Ｃ方向のそれは劣化
し、所望の磁気特性のＣ／Ｌバランスが得られない。

【００３０】100 ％H₂雰囲気の場合には、二次再結晶が
発生する 800〜1000℃の温度域で脱窒反応が進行してイ
ンヒビター窒化物が徐々に減少し、比較的弱いインヒビ
ター効果が生じて、適度なゴス方位への集積度を持つ二
次再結晶が発生する。

【００３１】なお、仕上焼鈍の前に焼鈍時の焼付防止の
ために焼鈍分離剤を塗布することは、通常の方向性電磁
鋼板の製造の場合と同じである。仕上焼鈍後の工程とし
てはやはり同様に、焼鈍分離剤を除去した後、必要に応
じて絶縁コーティングを施したり、平坦化焼鈍を行うこ
とになる。

【００３２】

【実施例】（試験１）転炉で溶製し、真空処理で成分調整した後、連続鋳造し
て得たＣ:0.0035 ％、Si:2.66 ％、Mn:2.14 ％、Ｓ:0.0
05％、sol.Al:0.010％、Ｎ:0.0055 ％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、1220℃に
加熱して仕上温度835 ℃で熱間圧延し、板厚2.3mm に仕
上げた。

【００３３】次に、酸洗により脱スケールしてから、68
0 ℃で10時間均熱の箱焼鈍方式の熱延板焼鈍を行った
後、0.35mmに冷間圧延し、875 ℃で30秒均熱の連続焼鈍
で一次再結晶させた。次いで、焼鈍分離剤を塗布してか
ら、表１に示す条件で二次再結晶のための仕上焼鈍（加
熱・冷却速度：40℃/h、均熱時間：24h ）を行った。

【００３４】次に、焼鈍分離剤を除去後、850 ℃で30秒
均熱の平坦化のための連続焼鈍を行い、コーティングを
施して製品とした。これらの製品からエプスタイン試験
片を採取し、Ｌ方向とＣ方向の磁気測定を行った。エプ
スタイン試験片は一般のフルプロセス無方向性電磁鋼板
と同様に、応力除去焼きなましを実施せずに磁気測定に
供した。これらの測定結果を表１に併せて示す。

【００３５】

【表１】

【００３６】本発明で定める磁気特性の目標値として、
鉄損のＣ／Ｌ比が 2.0以下、Ｌ方向、Ｃ方向の鉄損Ｗ
_15/50の平均値が2.3 (W/kg)以下、同じく磁束密度Ｂ₅₀
の平均値が1.70 (T)以上であるものを良好とした。

【００３７】本発明の試験番号２〜４は、鉄損のＣ／Ｌ
比は2.0 以下であり、Ｌ方向、Ｃ方向の鉄損の平均値は
2.16(W/kg)以下と小さく、また磁束密度の平均値は1.74
(T)以上と高い。

【００３８】これに対して、比較例の試験番号１は、仕
上焼鈍の均熱温度が 780℃と低いため、鉄損の平均値が
2.88(W/kg)と高く、磁束密度の平均値が1.66(W/kg)と小
さく磁気特性に劣る。同じく試験番号５は、焼鈍雰囲気
に窒素を含むため、鉄損のＣ／Ｌ比が3.15(W/kg)その平
均値が2.41(W/kg)と高く、磁気特性に劣る。

【００３９】（試験２）表２に示す化学組成の５種類の鋼を対象として、試験１
と同様の方法で板厚2.3mm の熱延板に仕上げた。これら
の板を860 ℃で１分間均熱する連続焼鈍方式の熱延板焼
鈍を行ってから酸洗して脱スケールした後、冷間圧延に
より板厚0.35mmにした。

【００４０】これらの冷延板を875 ℃で30秒均熱の連続
焼鈍で一次再結晶させた後、焼鈍分離剤を塗布して仕上
焼鈍を施した。仕上焼鈍は、100 ％H₂雰囲気中で加熱速
度40℃/hで890 ℃に昇温し、24時間の均熱処理した後、
炉冷した。

【００４１】このようにして得られた鋼板に、焼鈍分離
剤を除去後、850 ℃で30秒均熱の平坦化のための連続焼
鈍を行い、コーティングを施して製品とした。これらの
製品を用いて試験１と同じ方法で磁気特性を調査し、そ
の結果を表３に示す。

【００４２】

【表２】

【００４３】

【表３】

【００４４】本発明例の試験番号８は、鉄損のＣ／Ｌ比
が1.94であり、鉄損の平均値も1.99(W/kg)と低く、磁束
密度の平均値が1.74 (T)と高く、磁気特性に優れる。

【００４５】これに対し、比較例の試験番号６は、Mn含
有量が0.80％と低いため、鉄損の平均値が3.14(W/kg)と
高く、磁束密度の平均値が1.65 (T)と低く、磁気特性に
劣る。また、試験番号７は、Si含有量が1.32％と低いた
め、鉄損の平均値が3.33(W/kg)と高く、磁束密度の平均
値が1.68 (T)と低く、磁気特性に劣る。さらに、試験番
号９は、sol.Al含有量が0.001 ％と低いため、鉄損の平
均値が2.47(W/kg)と高く、磁束密度の平均値が1.63 (T)
と低く、磁気特性に劣る。試験番号10は、sol.Al含有量
が0.035 ％と高いため、鉄損の平均値が2.96(W/kg)と高
く、磁束密度の平均値が1.66 (T)と低く、磁気特性に劣
る。

【００４６】（試験３）転炉で溶製し、真空処理で成分調整した後、連続鋳造し
て得たＣ:0.0015 ％、Si:3.06 ％、Mn:2.54 ％、Ｓ:0.0
03％、sol.Al:0.007％、Ｎ:0.0045 ％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、1240℃に
加熱して仕上温度845 ℃で熱間圧延し、板厚2.1mm に仕
上げた。

【００４７】次に、酸洗により脱スケールしてから、0.
50mmに冷間圧延し、875 ℃で30秒均熱の連続焼鈍で一次
再結晶させた。次いで、焼鈍分離剤を塗布してから、表
４に示す条件で二次再結晶のための仕上焼鈍（加熱・冷
却速度：40℃/h、均熱時間：24h ）を行った。

【００４８】次に、焼鈍分離剤を除去後、850 ℃で30秒
均熱の平坦化のための連続焼鈍を行い、コーティングを
施して製品とした。これらの製品を用いて試験１と同じ
方法で磁気特性を調査した。測定結果を表４に併せて示
す。

【００４９】

【表４】

【００５０】表４から、焼鈍の雰囲気を窒素を含む雰囲
気（試験番号12、比較例）から水素雰囲気（試験番号1
1、発明例）とすることにより、鉄損のＣ／Ｌ比は3.11
から1.90と低くなり、異方性が改善された。また、鉄損
の平均値も2.88(W/kg)から2.25(W/kg) に低下し、磁気
特性も向上した。

【００５１】

【発明の効果】本発明の方法によれば、鉄損のＣ／Ｌが
2.0 以下で極度の異方性がなく、しかもＬ方向とＣ方向
の鉄損がともに低いレベルにある電磁鋼板を低コストで
製造することができる。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ:0.010％以下、Si:2.5〜4.0
％、Mn:2.0〜4.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、酸可溶性Al:0.0
03〜0.030 ％、Ｎ:0.001〜0.010 ％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、下記〜
の工程で処理することを特徴とする、鉄損が低く圧延方
向と圧延直角方向の磁気特性のバランスに優れた電磁鋼
板の製造方法。熱間圧延を行う工程熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
冷間圧延を行う工程連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程 H₂雰囲気中で 800〜1000℃の温度域に４〜100 時間保
持し、二次再結晶を起こさせる工程