JPH01119644A - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、（１１０）　　＜００１＞を主方位とする
方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。

〔従来の技術〕

方向性電磁鋼板は主として変圧器の鉄心に用いられる電
磁気材料であり、一般には圧延方向の励磁特性と鉄損特
性に優れた３％（重量％、以下同様）前後のＳｉを含有
する材料を使用している。

このような方向性電磁鋼板の製造においては、熱間圧延
後に、熱延板焼鈍および冷間圧延後の連続脱炭焼鈍、更
には１０００℃以上の高温の仕上焼鈍等の特性な熱処理
工程を必要とする。このため、一般の方向性電磁鋼板は
、コストの高いものとなっている。

このコストの問題を解決すべく、従来より種々の研究開
発が進められ、その中で例えば特開昭５７−２０７１１
４号に示されるように素材として極低炭素鋼を用い、工
程途中での脱炭焼鈍を省略する方法が提案された。これ
は基本的には素材鋼中に所定量のＡ１とＮを添加してお
き、仕上げ焼鈍前にＡＩＮを析出させ、これを二次再結
晶前の結晶粒粗大化防止のためのインヒビターとして利
用することによって、仕上焼鈍工程での二次再結晶を生
じさせるというものである。

〔発明が解決しようとする問題点〕

しかしながらこの方法は、極低炭素鋼を使用するため、
Ｓｉ量カ月、５％以上ではα−γ変態が消失してリジン
グが生じ易くなる。このため、熱延板の焼鈍を欠くこと
ができない、また、最終の仕上げ焼鈍も、一般の場合と
変わらず１０００℃以上の高温焼鈍が必要とされる。つ
まり、脱炭焼鈍は省略できるけれども、他の熱処理につ
いては経済的メリットがなく、コストも低減の有効策と
はなり得ないのである。

それに、この方法はＡＩＮのインビター効果を十分に出
すことができず、安定した二次再結晶を実現することが
不可能であり、この点でも実用上十分なものとは言い難
いものであった。

一方、本発明者らは、上記の方法を発展さ、せた低コス
ト化に有効な方法を、最近になって開発し、提案した（
特開昭６１−９１３２９号、同６２−８３４２１号）、
これらは、極低炭素鋼中のＡｌ量を極微量とし、インヒ
ビターとしてのＡＪＮの析出形態を適正化することによ
って、α域での低温焼鈍での二次再結晶の発生を可能に
するというものである。

したがってこの方法は、先述の脱炭焼純の省略に加え、
仕上焼鈍の温度を低くすることができるというメリット
があり、低コスト化により大きく貢献し得るものである
。しかしながら、Ｓｉ１．５％以上においてリジング防
止のために熱延板焼鈍が不可欠であることは先の方法と
変わりがない。

またＳｉが０．５％以上になると、やはり二次再結晶が
不安定にある傾向が認められ、実用上今−歩の感を否め
ない。

そこで本発明はこの方法の技術を更に発展させ、上記脱
炭焼鈍の省略を仕上焼鈍温度の低下に加え、熱延板焼鈍
の省略をも可能にして低コスト化を推進するとともに、
仕上焼鈍での二次再結晶の安定性を向上させ磁気特性の
優れた方向性電磁鋼板の安定製造を可能にすることを目
的とする。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者らは上記特開昭６２−８３４２１号の技術の適
用下において、リジングの発生を熱延板焼鈍によらず防
止し、かつまた安定、確実に二次再結晶を達成する手段
を見出すべく、種々の実験、研究を行った結果、次のよ
うな知見を得た。

一般に極低炭素鋼（Ｃ５０，０１％）では、Ｓｉ含有量
が１．５％以上になると、α−γ変態が消失する。しか
るに、鋼中Ｍｎｌを１．０〜２．０％に増量してやると
、極低炭素の高Ｓｉ鋼においてもα−γ変態が生じてく
る。

そして斯かるＭｎの増量は、冷延工程でのりジングの発
生を防止することになる。また、仕上焼鈍工程において
は、二次再結晶の安定性の向上に寄与し、問題とされる
０、５％以上のＳｔ含有鋼についても二次再結晶の安定
確保を可能にする。

本発明は上記の知見に基づくものであって、下記■の方
向性電磁鋼板ならびに■の製造方法を要旨とする。

■　Ｃ０，０１％以下、Ｓｉ０．５〜２．５％、Ｍｎｌ
。

０〜２．０％、Ｓ０．　００５％以下、Ｓｏｊ！、Ａ１
０゜００３〜０．０１５％、ＮＯ，００１０〜０．０１
００％、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする方向性電磁鋼板。

■　■に示す組成と同じ組成になる熱延鋼板に、１回の
冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し
て最終板厚とし、次いで６００〜９５０℃の連続焼鈍を
行い、その後８００〜９５０℃の仕上焼鈍を実施するこ
とを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。

以下、本発明の詳細な説明する。

０　まず本発明の方向性電磁鋼板における各成分の限定
理由を述べる。

ＣＳＭ中のｃｌが０．０１％をこえると、鉄損の悪化や
磁気時効の劣化など、磁気特性上好ましくない現象が顕
著となる。よってＣは０．０１％以下とした。

なお、Ｃは、磁気特性上好なければ少ないほど有利であ
ることから、下限はとくに規定しない。

Ｓｉ：Ｓｉは磁気特性に支配的影響を与える元素である
、一般にはＳｌが多くなるにつれ、鉄損については改善
され、飽和磁束密度の方は逆に悪化する傾向となる。

本発明の特徴の１つは、仕上焼鈍における二次再結晶を
安定させるためにＭｎを多く添加する点にあるが、Ｓｔ
量が２．５％をこえると、安定した二次再結晶を生じさ
せるために必要なＭｎ量が２％を上回ることになり、冷
間圧延性の悪化につながる。このことから、Ｓｔの上限
を２．５％に限定した。

なお、Ｓｔ量の下限規定については、ＳＬ０．５％未満
では二次再結晶が自ずと安定化するので、敢えて措置を
講する必要がなく、この範囲を本発明対象外としたもの
である。

Ｓｉは、実際には上記０．５〜２．５％の範囲内に。

おいて、使用目的に応じ求められる磁気特性（鉄損、磁
束密度）バランスが得られるように含有量が決められる
。電磁鋼板としての性能は、基本的にはこのＳｉ量の選
定によって決定される。

因に、従来一般の方向性算磁鋼板においては、Ｓｉ量は
３％前後に固定されており、鉄損と磁束密度の特性バラ
ンスに幅がなく、目的とする用途に対し性能がオーバー
したり、不足したりする不都合があった。

Ｍｎ：本発明を特徴づける元素である。先にも述べたと
おり、本発明においてＭｎは冷間圧延時のりジングの発
生防止と二次再結晶の安定性確保のために使用される。

第１図は、Ｍｎ量を変化させて磁気特性（磁束密度）を
調査した結果を示す、供試材はｃ０．ｏ。

２〜０．００３％、ＳｉＯ，９０〜１．１０％、Ｓ０．
００３％、Ｓｏｎ、Ａｊ！０．００６〜０．００８％、
ＮＯ，００３０−０，００４０％（本発明範囲）でＭｎ
量を種々変化させたもので、そのような組成になる２、
２ｆｉ厚の熱延板を０．３５ｍに冷間圧延し、その後７
５０℃で２０秒間連続焼鈍を行い、８８０℃で１０時間
仕上焼鈍（加熱および均熱初期の４時間は分解アンモニ
アガス雰囲気、その後水素に切換え）を実施し、得られ
た仕上焼鈍材について圧延方向の磁束密度を調査した結
果である。　Ｍｎ添加量１．０％未満の範囲においては
磁束密度に大きなバラツキが認められる対し、Ｍｎ１．
０〜２゜０％の領域では磁束密度が高いレベルに安定し
ている。これは、（１１０）　　＜００１＞を主方位と
する二次再結晶が安定して生じたためである。斯かる二
次再結晶の安定化の理由は、未だ十分に解明されてはい
ないが、鋼中のＭｎが一次再結晶のインヒビターとなる
ＡＩＮの分散状態を均一化し、二次再結晶の安定生成を
促す形となるためと考えられる。

なお、図においてはＭ　ｎ　２．０％ごえの領域におい
て、磁束密度が低い値となっているが、これはα−Ｔ変
態点が低下し実施した８８０℃の仕上焼鈍がＴ域での焼
鈍となったためと思われる。α−Ｔ変態点はＳｔ量の増
加につれ上昇するので、Ｍｎ２％ごえでもＳｌ量によっ
ては、上記８８０℃がα域内となることもあり得、この
場合には良好な磁束密度が得られるとも考えられる。

ただしＭｎｌが２％をこえた場合、ＳＩが２．５％まで
評容される本発明の条件下では冷間圧延時の脆性が高く
なり、製造上好ましくない。

以上のようなことから、Ｍｎは１．０〜２．０％に限定
した。

なお、Ｍｎの鉄損への影響については、Ｍｎは鋼板の比
抵抗を上げ鉄損を低下させる効果をもつ。

しかし本発明のＭｎ添加の目的は、前述したインヒビタ
ーとなるＡＪＮの分散状態の均一化、およびこれらから
述べるリジング防止にある。そして本発明範囲のＭｎｌ
で二次再結晶が安定して生じるため、鉄損は著しく低下
する。

また、リジング防止の効果は、Ｍｎの添加によりＳｉ１
．５％以上の高Ｓｉ鋼の場合でもα−γ変態が生じるよ
うになることよるもので、本発明範囲のＳｉ量の場合、
上記１．０〜２．０％はりジング防止にとっても有効に
寄与する範囲である。

Ｓ：本発明では、ＡＩＮを二次再結晶が生じるまでの一
次再結晶粒の粒成長を抑制するインヒビターとしている
。インヒビターとしては通常、ＭｎＳが利用されるが、
これを使用しないので、多量のＳを添加する必要はない
。

また、通常の方向性電磁鋼板では、二次再結晶の完了し
た仕上焼鈍の後半期において、不要となったインヒビタ
ー（ＭｎＳ）を、１１００〜１２００℃という高温での
純化焼鈍により除去することが行われる。しかるに本発
明は、低コスト化のため仕上焼鈍を低温で行うことを一
つの狙いとしており、上記のような純化焼鈍はこの目的
に合わない。純化処理を行わなければ、ＭｎＳが残り、
これが多いと良好な磁気特性は期待できないことになる
。

このようなことからＳは、製鋼段階で十分に低くする必
要があり、よって０．０１０％以下の範囲とした。

ＳｏＪ！、ＡＪニー次結晶粒の粒成長を抑えるＡＩＮを
形成させるのに必要な元素であり、その添加量の規定は
本発明において極めて重要な意味をもつ。

ＡＮの含有量をＳｏｊ！、Ａｊ！ｆｔで０．００３〜０
゜０１５％と定めたのは、その下限値未満ではインヒビ
ターとしての／１Ｎｉｌの絶対量が不足して十分な効果
が期待できず、一方上限値を超えるとインヒビターの菫
が多くなり過ぎるとともに、分布の形態も適当でなくな
り、低温仕上焼鈍で安定した二次再結晶を得ることがで
きなくなるからである。

Ｎ：インヒビターとしてのＡＪＮ形成に不可欠な元素で
あり、その意味から少なくとも０．ｏｏｔ。

％以上必要とされる。ただし、０．０１００％を超えて
含有させても、インヒビター効果の面で意味がない。よ
って、Ｎは０．００１０〜０．０１００％に定めた。

Ｏ次に本発明の製造方法について述べる。

本発明の方法は、基本的には上記の製品組成と同じ組成
からなる熱延板を用い、冷間圧延後、−成典結晶焼鈍（
冷延後の焼鈍）および二次再結晶焼鈍（仕上焼鈍）を経
る製造プロセスを適用する。

各工程について説明すると、次のとおりである。

■　熱延板製造 まず素材は、上記製品組成に一致するものを使用する。

従来の方向性電磁鋼板は、素材（熱延板）の段階では０
．０３〜０．０６％程度のＣを含ませているのが通例で
あり、これは冷延以降の過程で脱炭焼鈍により低減して
製品Ｃ量とされている。

かかる工程途中までのＣ含有が、最終成品の磁性向上に
役立つとの考えからであるが、本発明はこのようなＣ含
有を行わずともすぐれた磁気特性が得られるものであり
、素材鋼中へのＣ含有は必要ない、むしろ低コスト化の
ために経済的に不利な脱炭焼鈍を省略する意味から、製
鋼段階で脱炭を行ってｃｌを０．０１％以下の極低にし
ておくことが必要となるのである。

熱延板製造プロセスとしては、特に制限するものではな
い。転炉溶製一連続鋳造−熱延のプロセスを経るのが常
法であるが、本発明の場合にも、これと同じプロセスに
よることができる。

■　冷間圧延 １回または２回以上の冷間圧延とする。２回圧延を実施
する場合は、冷延と冷延との間に軟化のための中間焼鈍
の工程を挟む。中間焼鈍の条件としては、７００〜９５
０℃が一般である。

■　冷延後の焼鈍 安定した二次再結晶を発生させるには、インヒビターと
なるＡＩＮの適正な状態（分布および形ｆＩＭ）ならび
に−次回結晶集合組織が必要である。

これを実現するのが冷延後の焼鈍である。

冷延後の焼鈍は、急速加熱の焼鈍が必要であり、これに
は連続焼鈍が適している。

焼鈍の条件としては、加熱速度は５℃／Ｓ以上とするこ
とが望まれる。焼鈍温度は、６５０℃未満では焼鈍の効
果が得られず、また９５０℃をこえるとＡＩＮの分布お
よび一次再結晶の粒径等の面で問題が生じる。よって６
５０〜９５０℃の範囲に限定した。

■　仕上焼鈍 本発明は、成分の適正化により低温の仕上焼鈍で安定な
二次再結晶を生じさせるものであり、仕上焼鈍ではいわ
ゆる純化焼鈍も行わない。このことが、コストの低減に
むすびつく。

この仕上焼鈍の温度は、８００℃未満では十分な二次再
結晶が生じず、良好な磁気特性は期待でない。また９５
０℃をこえる焼鈍は必要がないばかりか、コストの上昇
を来すことになる。・また、本発明鋼のような高Ｍｎ綱
ではα領域を外れるものもあり、意味がない。このよう
なことから焼鈍温度は、８００〜９５０℃に規定した。

〔実施例〕

第１表に示す種々の成分系の熱延板に同表に示す条件の
冷延→連続焼鈍→仕上焼鈍（加熱および均熱初期の４時
間は分解アンモニアガス雰囲気、その後水素に切換え）
を施し、圧延方向の鉄損と磁束密度を測定した。測定は
、ＪＩＳ　　Ｃ２５５０により幅３０鰭、長さ２８０ｍ
のエプスタイン試片を圧延方向より１６枚採取して、７
５０℃で２ｈの歪取焼鈍後に行った。

結果を同表右欄に示す、また、同表には、製造過程にお
けるリジング発生の状況も併せて示した。

試験の結果について説明する。

○　阻１〜４は、３ｏ４．Ａｊ！量以外本発明条件を満
足させて、Ｓｏｊ！、Ａｌ量を種々変化させた例で、阻
１と阻２、−３と隘４はそれぞれＳｏｂ。

Ａ２を除（全条件が実質的に同一である。阻１と隘２、
−３とＮａ４の組合せで比較してみると、本発明例陳２
、阻３に対し、Ｓｏｌ、ＡＪＩが本発明範囲から低目に
外れた（以下「外れた」は「本発明範囲から外れた」の
意味とする）Ｉｌｍｌ、同じく高目に外れたＮ１４は、
いずれも鉄損、磁束密度の両面で大きく劣ったものとな
っている。リジングについてはＳｉ量も低くα−ｒ変態
が存在するため全て発生せず、表面の凹凸は小さい。

０　１に５〜隘９は、同様にＭｎ量を変化させたグルー
プで、Ｍｎ１ｉ以外は全てについて大差ない条件となっ
ている＊　Ｍｎ１ｌが本発明範囲に入る隘７および阻８
に対し、Ｍ　ｎ　ｌｉが低目に外れた阻５．１１ｈ６、
そして高目外れた阻９は、鉄損、磁束密度いずれの点で
も極端に悪い。またリジングの発生は、嵐！〜４同様低
Ｓｉであり発生せず、表面の凹凸は小さい。

ＱＩｌｈｌＯ〜１２は、同一組成について冷延後の連続
焼鈍の温度を変化させたもので、焼鈍温度が低目および
高目に外れた−１０には、同条件の適正な本発明例Ｍａ
ｉｌに比較して、磁気特性（鉄損、磁束密度とも）が格
段に劣っている。リジングについては、Ｓｔが１．９７
％含まれているが、Ｍｎも１．８％と高くα−Ｔ変態が
存在するため、隘１０〜１２とも発生せず、表面の凹凸
は小さい。

○　隨１３．１４は、実質的にＳ量のみ異なる２例で、
この場合においても、Ｓが高目に外れた隘１４は、本発
明条件を満たす隘１３に対し、磁気特性（鉄損、磁束密
度）が著しく劣ったものとなっている。なお、リジング
の点では、１ｌｈｌｏ〜１２と同様で発生せず、表面の
凹凸は小さい。

○　磁１５は１１１３と比べ、実質的にｐＡ　ｎ　ｆｆ
ｌのみが異なる例で、本発明範囲からＭｎが外れている
ため磁気特性は著しく劣り、かつα−γ変態点がないた
めリジングが発生し、表面の凹凸が大きいことがわかる
。

〔発明の効果〕

以上の説明から明らかなように本発明によれば、Ｓｉ０
．５〜２．５％の方向性電磁鋼板の製造において、リジ
ング防止のための熱延板焼鈍および工程途中での脱炭焼
鈍を省略するとともに、仕上焼鈍に低温焼鈍を採用する
ことでコストの大巾節減が実現でき、しかも磁気特性が
非常にすぐれ、リジングの発生もない高性能方向性電磁
鋼板を安定して得ることが可能となる。したがって本発
明は産業上極めて有用な発明ということができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｍｎの磁束密度に対する影響を調査した結果
を示すプロット図である。 第　　１　　図 Ｍｎ　（％）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、Ｃ０．０１％以下、Ｓｉ０．５〜２．
   ５％、Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓ０．００５％以下、Ｓ
   ｏｌ、Ａｌ０．００３〜０．０１５％、Ｎ０．００１０
   〜０．０１００％、残部はＦｅおよび不可避的不純物か
   らなることを特徴とする方向性電磁鋼板。
2. （２）重量％で、Ｃ０．０１％以下、Ｓｉ０．５〜２．
   ５％、Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓ０．０１０％以下、Ｓ
   ｏｌ、ＡＥ０．００３〜０．０１５％、Ｎ０．００１０
   〜０．０１００％、残部はＦｅおよび不可避的不純物か
   らなる熱延鋼板に、１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む
   ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、次いで６５
   ０〜９５０℃の連続焼鈍を行い、その後８００〜９５０
   ℃の仕上焼鈍を実施することを特徴とする方向性電磁鋼
   板の製造方法。