JP2888324B2 - 磁束密度が高い方向性電磁薄鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、変圧器またはその他の
電気機器用鉄心材として用いられる方向性電磁鋼板、中
でも板厚が0.23mm以下の方向性電磁薄鋼板の製造方法に
係わり、常に安定して高い磁束密度のものを製造する方
法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】方向性電磁鋼板に要求される特性として
は、磁化特性に優れていることおよび鉄損が低いことが
挙げられる。一方、最近の技術進歩に伴い、板厚が0.23
mmと薄い方向性電磁鋼板の製造が可能となり、その磁化
特性はＢ8 値（磁化力800A/mで磁化したときの磁束密
度）が1.90Ｔ以上の高磁束密度、そして鉄損Ｗ_17/50 値
（磁束密度 1.7Ｔ，周波数50Hzで磁化したときの鉄損）
が0.90W/kg以下の低鉄損が得られるに至っており、変圧
器の小型化、低騒音化および高変換効率化に大きく寄与
している。

【０００３】さて、このように磁気特性の優れた方向性
電磁鋼板を得るためには、最終仕上焼鈍における２次再
結晶粒を十分に発達させ、(110)<001>方位に先鋭化する
ことが肝要である。この為、２次再結晶の過程で(110)<
001>方位粒、いわゆるゴス粒以外の方位をもつ粒の成長
を抑制する作用をもつインヒビターを存在させておくこ
と、ならびにゴス粒の成長に有利な(111)<112>方位を中
心とする集合組織を予め形成しておくことが重要とな
る。

【０００４】インヒビターには、一般にMnS 、MnSe、Al
N が用いられており、これらが微細に分散して析出する
ことが抑制力向上のために望ましい。また粒界に偏析
し、粒成長の抑制効果を有するSb、As、Bi、Sn等を必要
に応じて添加し、抑制力向上の補助的作用を持たせるこ
とも行われている。これに対してゴス粒の成長に有利な
(111)<112>方位を中心とする集合組織の形成について
は、従来、熱間圧延および冷間圧延と、その間に行われ
る焼鈍との各条件の好適化を図る努力が行われてきた。

【０００５】このうち熱間圧延の仕上工程は、インヒビ
ターを微細分散析出させる上で極めて重要である。した
がってその前・後の工程条件との絡みからこれまで幾つ
かの提案がなされてきた。特開昭58-91120号公報ではMn
S 系インヒビターのMn、Ｓ添加量に応じて熱延終了温度
を決定する方法が開示されている。これは熱延時に表面
きずを発生させない点で有効ではあるが安定して高磁気
特性が得られない。

【０００６】特開昭58−164725号公報では実操業におい
て生じるコイルの長手方向の仕上熱延温度のばらつきに
着目し、その後の熱延板焼鈍後の冷却速度を変える方法
が提案されている。この方法は確かにコイル長手方向の
磁気特性安定化には有効であるが、実操業上は冷却速度
を変更した場合、同一コイルで場所によって表面硬度が
変わるためその後の冷却工程で表面きずが発生したり、
冷延時の圧延荷重が途中で変わることから板破断を招く
ため現実的ではない。

【０００７】これらに対して特開昭58-42727号公報では
MnS 系インヒビターにCuを添加し仕上圧延機出口温度を
頭部と中央、尾部で変え最終冷延の冷延率を50〜80％と
強圧下にすることで成品のマクロ組織を細粒化する方法
が開示されている。しかしMnS 系インヒビターはAlN 系
インヒビターに比べてインヒビション効果が弱いことか
ら磁化力1000A/m で磁化した時の磁束密度Ｂ10は高々1.
87Ｔ（板厚：0.30mm）程度と低レベルにとどまってお
り、とうてい現在の需要家からのニーズに応えられな
い。

【０００８】これらに対して、特開平２−263923号公
報、特開平４−323 号公報においては、AlN 系インヒビ
ターを用い、仕上熱延圧下率および熱延終了温度または
巻取温度を適正化し、圧下率80％以上の強圧下冷延をす
ることにより、熱延板焼鈍を必要とせず１回のみの冷延
で厚手材を製造する方法が開示されている。これらは工
程省略という大きなメリットをもつ点で効果的である。
しかし0.23mm以下の薄手材の製造においては１回の冷間
圧延で安定して高磁気特性を得ることはきわめて困難で
ある。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の現状
に鑑み、AlN 系インヒビターを含む0.23mm以下の薄手方
向性電磁鋼板の製造において、仕上熱延条件に応じて後
工程を適正化し、工場において高い磁束密度を有する方
向性電磁薄鋼板を安定して製造できる方法を提案するこ
とを目的とするものである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】すなわち、本発明は、
Ｃ：0.02〜0.10wt％、Si：2.0 〜4.5 wt％、Mn：0.02〜
0.15wt％、酸化溶性Al：0.015 〜0.040 wt％およびＮ：
0.0040〜0.0100wt％を含み、さらにＳおよびSeのいずれ
か１種または２種を合計で0.008 〜0.080 wt％含有する
電磁鋼スラブを熱間圧延した後、中間焼鈍をはさむ２回
以上の冷間圧延を施して0.23mm以下の最終製品板厚と
し、しかるのち脱炭焼鈍を施し、次いで鋼板表面にMgO
を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施
す一連の工程によって方向性電磁薄鋼板を製造する際
に、熱間仕上圧延時の仕上圧延機入側温度と仕上圧延機
出側の圧延速度を制御し、熱間圧延終了後の巻取った状
態において鋼板圧延方向および鋼板表面に平行に形成さ
れたバンド状組織の板厚方向の平均厚wb（μm)を５〜50
μm とし、その範囲内で平均厚wbに応じて、最初の中間
焼鈍前で（１）式から求めた累積冷延圧下率Ｒ１（％）
で冷間圧延することを特徴とする磁束密度が高い方向性
電磁薄鋼板の製造方法である。

【００１１】 0.015×(wb-5)² ＋20≦Ｒ１≦ 0.015×(wb-5)² ＋50 ・・・・・（１） また、本発明は、上記熱間仕上圧延において、仕上圧延
機入側温度を 950℃以上1300℃以下とし、仕上圧延機出
側の圧延速度を600mpm以上1010mpm 以下に制御すること
が望ましい。なお、本発明における、上記の鋼板圧延方
向および鋼板表面に平行に形成されたバンド状組織の板
厚方向の平均厚（以下バンド厚と称す。）wbの測定は、
線分法によった。

【００１２】また、本発明における熱間仕上圧延時と
は、粗圧延を経たスラブが熱間タンデム圧延機で圧延さ
れている時を言い、従って仕上圧延機とは、熱間タンデ
ム圧延機を指す。

【００１３】

【作用】次に、この発明に至った実験結果について説明
する。まず本発明者らは、AlN 系インヒビターを含む方
向性電磁鋼板の工場製品板において磁束密度が大きくば
らつく原因を調査していく過程で、従来より知られてい
るように熱間圧延条件とりわけ仕上圧延条件が磁束密度
に大きな影響を及ぼしているという認識を深めた。そこ
で工場材と同成分を含む小型鋼塊を作製し、それらの熱
間圧延終了温度（ＦＤＴ）を種々に変えた熱延を行い、
その後現工程と同条件にて研究室にて仕上焼鈍まで行っ
た。

【００１４】図３にこれらの磁気特性を示す。図より、
磁束密度Ｂ8 は熱間圧延終了温度（ＦＤＴ）によらず大
きくばらついている。従来より、熱間仕上圧延工程は、
インヒビターを微細分散析出させることを主目的として
その条件が決められてきた。その際主に熱間圧延終了温
度を規定する方法が多く見受けられた。この方法により
確かにインヒビターは微細分散析出するに至ったものの
図３に示した通りＢ8 のばらつきは大きかった。これは
インヒビター制御を重視する余り、他の熱延条件が複雑
となり、組織の適切な制御が行われていないためと本発
明者らは考えた。この考えのもと、本発明者らはインヒ
ビターとともに組織にも着目し、熱延板組織決定因子を
明らかにし、これを制御した上で、後工程を組織に応じ
て最適化することにより、高い磁束密度（Ｂ8 ）を常に
安定して得る方法を発明・構成するに至ったものであ
る。

【００１５】そこで、熱間圧延仕上条件、圧延温度、圧
延速度を種々に変えて工場ならびに研究室で実験を行
い、これらの条件が熱延板組織に及ぼす影響を調査し
た。この結果、熱延板組織は熱間圧延終了温度のみなら
ず、とくに熱間仕上圧延機入側温度や熱間仕上圧延機出
側の圧延速度により大きく影響を受けることを新規な知
見として見出した。

【００１６】図１は熱間仕上圧延機入側温度と熱間仕上
圧延機出側の圧延速度が熱延板平均バンド厚に及ぼす影
響を示したものである。熱延板平均バンド厚は熱間仕上
圧延機入側温度と熱間仕上圧延機出側の圧延速度により
大きく異なることが判明した。次に、様々なバンド厚を
もつ試料を用い、熱間圧延以降の工程条件を種々に変え
て実験を繰り返した結果、中間焼鈍をはさむ２回以上の
冷間圧延を行う際、安定して高い磁束密度（Ｂ8 ）を実
現するためには、最初の累積冷延圧下率が非常に重要で
あるという知見を得るに至った。

【００１７】図２に仕上厚0.23mmの鋼板について熱延板
平均バンド厚(wb)と最初の累積冷延圧下率Ｒ１（％）が
Ｂ8 に及ぼす影響を示す。バンド厚の増大にともなって
斜線部の好適な累積冷延圧下率Ｒ１が高くなることがわ
かる。なおこの関係はwb＝5〜50μm の場合によく満足
されている。図２よりバンド厚wb（μm)に対する好適な
累積冷延圧下率Ｒ１（％）は次式で表わされる。

【００１８】 0.015×(wb-5)² ＋20≦Ｒ１≦ 0.015×(wb-5)² ＋50 ・・・・（１） このように、熱延板バンド厚に応じて最初の累積冷延圧
下率を適切に選択することによって磁束密度（Ｂ8 ）の
ばらつきをほとんどなくすことが可能となった。本発明
でバンド厚が広い場合、好適な累積冷延圧下率Ｒ１が高
くなる理由は明らかではないが、以下のように考えられ
る。すなわち、本発明のようにAlN 系インヒビターを含
む場合MnS に比べてゴス核は格段に少なくて済み、むし
ろマトリックスが(111)<112>に揃っていることが重要で
ある。そのためには少なくとも高温でおこなわれる中間
焼鈍の前にはバンド厚低減（細粒化）を計り、再結晶時
に粒界近傍から(111)<112>を核生成させることの方が磁
気特性向上に有利になるためと考えられる。

【００１９】なお、wb＝ 5〜50μm とするには図１よ
り、熱間圧延機入側温度を 950℃以上1300℃以下とし、
熱間仕上圧延機出側の圧延速度が600mpm以上1010mpm 以
下とすることが望ましい。また、本発明の素材である電
磁鋼スラブとしては、次の通りの各成分を含有すること
が必要とされる。以下にこれらの成分の限定理由につい
て説明する。

【００２０】Ｃ：0.02〜0.10wt％ Ｃは、熱間圧延および冷間圧延中の組織の均一微細化の
みならず、ゴス方位の発達に有用な成分であり、少なく
とも0.02wt％以上は含有することが好ましい。しかしな
がら、0.10wt％を超えて含有するとかえってゴス方位に
乱れが生じるため、上限は0.10wt％程度が好ましい。

【００２１】Si： 2.0〜4.5 wt％ Siは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効に寄与する
が、4.5 wt％を上回ると冷延性が損なわれ、一方2.0 wt
％に満たないと比抵抗が低下するだけでなく、２次再結
晶および純化のために行われる最終高温焼鈍中に、α−
γ変態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄
損改善効果が得られないので、Si量は2.0 〜4.5 wt％程
度にするのが好ましい。

【００２２】さらに、Mn、Al、Ｎ、Ｓ、Seはいずれもイ
ンヒビター成分として添加され、最終焼鈍において１次
再結晶粒の成長を抑制し、(110)<001>方位の２次再結晶
粒を先鋭に発達させるのに必要な元素であり、所定の成
分範囲を外れれば充分なインヒビターの効果が得られな
くなるため、Mn： 0.02 〜0.15wt％、Al：0.015 〜0.04
0 wt％、Ｎ： 0.004〜0.010 wt％とし、Ｓ、Seのいずれ
か１種または２種を合計で0.008 〜0.050 wt％の範囲内
とする必要がある。

【００２３】上記の成分組成になる電磁鋼スラブは、ま
ず1350℃以上の高温に加熱後、公知の熱間圧延を施して
板厚1.5 〜5.0mm の熱延板とする。この熱延工程では、
最終的にインヒビターMnS 、MnSeおよびAlN の微細析出
物を充分に得るために、一旦はスラブ加熱時にMn、Ｓ、
AlおよびＮを充分に解離固溶させる必要がある。従っ
て、スラブ加熱温度はMn、Ｓ、Se、AlおよびＮの成分含
有量に応じてこれらが充分に解離固溶できる適切な温度
に設定すべきであり、次いで熱延方法を適切に選択して
インヒビターの析出分散を充分に促進させることが肝要
である。

【００２４】次いで、熱延板に必要に応じて熱延板焼鈍
を施し、酸洗後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を
施して0.23mm以下の最終板厚に仕上げる。この冷間圧延
のうち、中間焼鈍前の１回目の累積冷延圧下率を（１）
式の如く熱延板の平均バンド厚(wb)に合わせて適宜変え
るものとする。冷間圧延については、必要に応じて磁気
特性を改善するため、公知の手段、すなわち冷延間に40
0 ℃未満で10分未満の低温焼きなましを行う、冷延パス
間で時効を行う、または350 ℃未満で圧延を行ってもよ
い。

【００２５】また、冷間圧延間にはさむ中間焼鈍は冷延
組織を再結晶させ結晶組織の均一化を促し、併せて鋼中
Ｃ濃度を調節する目的で施す。そのためには中間焼鈍温
度は750 ℃以上が必要であるが、1200℃を越えると、イ
ンヒビターのMnS 、MnSeおよびAlN の微細析出物が粗大
化してインヒビターとしての２次再結晶粒成長抑制効果
が低下するため、750 〜1200℃の温度範囲内が望まし
い。

【００２６】

【実施例】

（実施例１）Ｃ：0.070 wt％，Si：3.30wt％，Mn：0.07
1 wt％，酸可溶性Al：0.020 wt％，Ｎ：0.0080wt％，S
e：0.016 wt％を含有する210mm 厚の連鋳スラブを1400
℃で１時間加熱した後、熱間圧延を行った。その際、仕
上圧延機入側温度−仕上圧延機出側の圧延速度の組合せ
をそれぞれ1050℃−1005mpm 、1050℃−710mpm、1200℃
−705mpm、1270℃−645mpmとして板厚2.2mm の熱延板を
製造した。

【００２７】次いで熱延コイルを1000℃で１分間熱延板
焼鈍後、最初の冷延をそれぞれ累積冷延圧下率10、30、
40、50、70％にて行った。しかる後1000℃で１分の中間
焼鈍を施し、その後冷間圧延を行って0.22mm厚に仕上げ
た。こうして得られた鋼板を820 ℃の湿水素中で脱炭焼
鈍し、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後1200
℃で10時間の仕上げ焼鈍を施し、さらにその後絶縁被膜
を塗布して製品とした。

【００２８】表１にこれらの熱延条件、熱延板バンド厚
およびこの製品の磁束密度Ｂ8 を示す。本発明に従って
得られた製品は比較例に比べて磁束密度が安定して高い
ことがわかる。

【００２９】

【表１】

【００３０】（実施例２）Ｃ：0.072 wt％、Si：3.25wt
％、Mn：0.068 wt％、酸可溶性Al：0.022 wt％、Ｎ：0.
0083wt％、Se：0.016 wt％を含有する 220mm厚の連鋳ス
ラブを1400℃で１時間加熱した後、熱間圧延を行った。
その際、仕上圧延機入側温度−仕上圧延機出側の圧延速
度の組合せをそれぞれ1000℃−755mpm、1090℃−625mp
m、1210℃−660mpm、1320℃−500mpmとして板厚1.8mm
の熱延板を製造した。

【００３１】次いで熱延コイルを1000℃で１分間ノルマ
ライジング焼鈍後、最初の冷延をそれぞれ累積冷延圧下
率10、30、40、50、70％にて行った。しかる後1000℃で
１分の中間焼鈍を施し、その後 180℃にて冷間圧延を行
って0.22mm厚に仕上げた。こうして得られた鋼板を 820
℃の湿水素中で脱炭焼鈍し、MgO を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布した後1200℃で10時間の仕上げ焼鈍を施し、
さらにその後絶縁被膜を塗布して製品とした。

【００３２】表２にこれらの熱延条件、熱延板バンド厚
およびこの製品の磁束密度Ｂ8 を示す。本発明に従って
得られた製品は比較例に比べて磁束密度が安定して高い
ことがわかる。

【００３３】

【表２】

【００３４】（実施例３）Ｃ：0.065 wt％、Si：3.32wt
％、Mn：0.072 wt％、酸可溶性Al：0.023 wt％、Ｎ：0.
0081wt％、Se：0.015 wt％を含有する 220mm厚の連鋳ス
ラブを1400℃で１時間加熱した後、熱間圧延を行った。
その際、仕上圧延機入側温度−仕上圧延機出側の圧延速
度の組合せをそれぞれ1080℃−665mpm、1120℃−910mp
m、1180℃−675mpm、1250℃−690mpmとして板厚1.8mm
の熱延板を製造した。

【００３５】次いで熱延コイルを1000℃で１分間ノルマ
ライジング焼鈍後、最初の冷延をそれぞれ累積冷延圧下
率10、30、40、50、70％にて行った。しかる後1000℃で
１分の中間焼鈍を施し、その後冷間圧延を４パスで行い
その際、３パス目の前に 250℃で60秒間保持した。こう
して0.18mm厚に仕上げた。こうして得られた鋼板を 820
℃の湿水素中で脱炭焼鈍し、MgO を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布した後1200℃で10時間の仕上げ焼鈍を施し、
さらにその後絶縁被膜を塗布して製品とした。

【００３６】表３にこれらの熱延条件、熱延板バンド厚
およびこの製品の磁束密度Ｂ８を示す。本発明に従って
得られた製品は比較例に比べて磁束密度が安定して高い
ことがわかる。

【００３７】

【表３】

【００３８】（実施例４）Ｃ：0.073 wt％、Si：3.32wt
％、Mn：0.072 wt％、酸可溶性Al：0.023 wt％、Ｎ：0.
0081wt％、Se：0.015 wt％を含有する 210mm厚の連鋳ス
ラブを1400℃で１時間加熱した後、熱間圧延を行った。
その際、仕上圧延機入側温度−仕上圧延機出側の圧延速
度の組合せをそれぞれ 950℃−670mpm、1080℃−620mp
m、1170℃−750mpm、1220℃−1000mpm として板厚 1.6m
mの熱延板を製造した。

【００３９】次いで熱延コイルを1000℃で１分間ノルマ
ライジング焼鈍後、最初の冷延をそれぞれ累積冷延圧下
率10、30、40、50、70％にて行った。しかる後1000℃で
１分の中間焼鈍を施しその後 180℃にて冷間圧延を行っ
て0.18mm厚に仕上げた。こうして得られた鋼板を 820℃
の湿水素中で脱炭焼鈍し、MgO を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布した後1200℃で10時間の仕上げ焼鈍を施し、さ
らにその後絶縁被膜を塗布して製品とした。

【００４０】この製品の磁束密度Ｂ8 を測定した結果を
表４に示す。本発明に従って得られた製品は比較例に比
べて磁束密度が高いことがわかる。

【００４１】

【表４】

【００４２】

【発明の効果】本発明に従い、熱間圧延時の仕上圧延機
入側温度、仕上圧延機出側の圧延速度を適切に選び熱延
バンド厚を５〜50μm とし、熱延板バンド厚に応じて最
初の累積冷延圧下率を変えることによって、従来法に比
べて磁束密度のばらつきが激減し、高位の磁束密度Ｂ8
が安定して得られるようになったため、その工業的効果
は非常に大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】仕上圧延機入側温度と仕上圧延機出側の圧延速
度が熱延板バンド厚に及ぼす影響を示す特性図である。

【図２】熱延バンド厚に対する最初の累積冷延圧下率の
好適範囲を示す特性図である。

【図３】熱間圧延終了温度の異なる鋼板に同一冷延圧下
率で冷延したときの製品板のＢ8 を示す特性図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高宮 俊人 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究本部内 (56)参考文献 特開 平２−263923（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−323（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/12 B21B 3/02

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.02〜0.10wt％、Si：2.0 〜4.5 wt
   ％、Mn：0.02〜0.15wt％、酸化溶性Al：0.015 〜0.040
   wt％およびＮ：0.0040〜0.0100wt％を含み、さらにＳお
   よびSeのいずれか１種または２種を合計で0.008 〜0.08
   0 wt％含有する電磁鋼スラブを熱間圧延した後、中間焼
   鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を施して0.23mm以下の最
   終製品板厚とし、しかるのち脱炭焼鈍を施し、次いで鋼
   板表面にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから
   仕上焼鈍を施す一連の工程によって方向性電磁薄鋼板を
   製造する際に、 熱間仕上圧延時の仕上圧延機入側温度と仕上圧延機出側
   の圧延速度を制御し、熱間圧延終了後の巻取った状態に
   おいて鋼板圧延方向および鋼板表面に平行に形成された
   バンド状組織の板厚方向の平均厚wb（μm)を５〜50μm
   とし、その範囲内で平均厚wbに応じて、最初の中間焼鈍
   前で（１）式から求めた累積冷延圧下率Ｒ１（％）で冷
   間圧延することを特徴とする磁束密度が高い方向性電磁
   薄鋼板の製造方法。 0.015×(wb-5)² ＋20≦Ｒ１≦ 0.015×(wb-5)² ＋50 ・・・・・（１）
2. 【請求項２】 熱間仕上圧延において、仕上圧延機入側
   温度を 950℃以上1300℃以下とし、仕上圧延機出側の圧
   延速度を600mpm以上1010mpm 以下に制御することを特徴
   とする請求項１記載の磁束密度が高い方向性電磁薄鋼板
   の製造方法。