JPH01309923A - 方向性電磁鋼板の製造方法 - 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、圧延方向に良好な磁気特性を存する方向性
電磁鋼板の製造方法に関する。

（従来の技術〕 方向性電磁ｗ４板は主として変圧器の鉄心に多用される
磁性材料で、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
ものが使用されてきた。

ところが近年、電気機器の多様化に伴い磁気特性に対す
る要望も多様化し、既存の３％Ｓｉ品に較べ低コストな
こと、飽和磁束密度のより高いこと等、厳しい条件が付
されるようになってきた。

このようなことから、近時は方向性Ｔ４磁鋼板の製造法
に関し、低コスト化、磁束密度の向上といった要求に対
する方策が検討され、開発が進められている。

方向性電磁鋼板の一般的な製造プロセスは、まずスラブ
を１３００℃以上に高温加熱し、ＡｌＮ、ＭｎＳを溶体
化して熱間圧延し、熱延板焼鈍後、１回または中間焼鈍
を伴う２回以上の冷間圧延を行って最終板厚とする。そ
して、脱炭焼鈍により鋼中Ｃを低レベルに下げるととも
に、−次回結晶を調整する。最後にバッチ炉において１
１００〜１２００℃の仕上焼鈍を行って、二次再結晶を
生じさせるとともに、鋼の純化（脱硫・脱窒）を図る、
というもでのである。

スラブの高温加熱は、二次再結晶のインヒビクーとなる
／ＩＮやＭｎＳの分散状態の適正化に不可欠なものある
が、１３００″Ｃ以上の加熱には特殊な専用炉が必要と
される上、スケールロスやエネルギーコストの点でも問
題がある。

また脱炭焼鈍は、熱延板焼鈍までの工程においてＡ／！
Ｎ、、ＭｎＳの分散状態の適正化という意味から必要と
されるＣを磁気特性上問題のないレベルまで下げるため
に行うものであるが、コストが非常に高くつく。

更に仕上焼鈍としての高温長時間焼鈍は、成品の磁気特
性にとっては有害な析出物、とくにＭｎＳの除去のため
に必要とされるが、１１００〜１２００　℃いう高温で
の長時間に及ぶ処理はコスト上昇の大きな原因となる。

すなわち、方向性電磁鋼板の低コスト化の要求に応える
には、これらの熱処理の低コスト化が不可欠となってく
る。

熱処理の低コスト化を実現する試みとしては、例えば特
開昭５８−１００６２７号に示される方法がある。

これは、Ｃ０，０２％以下、Ｓｉ５％以下、Ｓｏ。

０１５％以下、Ａ１．Ｏ１〜０，０８％、Ｎ０．０１％
以下の鋼素材を１２７０℃以下でスラブ加熱し、熱延、
熱延板焼鈍、冷延、−次回結晶焼鈍を行ったのち、鋼板
板面に平行な１ｃｍ当り２　℃以上の温度差を付与する
焼鈍を行って二次再結晶を生じさせるというものである
。

この方法は、スラブ加熱を１３００℃未満の温度で行え
ばよいので、特殊な専用炉を必要とせず、スケールロス
やエネルギーコストも低減される。

またＣ量を予め低くしておけるので５．工程途中での脱
炭処理が不要となる等のメリットがある。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、この方法ではＡｌＮのインヒビター効果
が十分に発揮されず、二次再結晶を安定して得ることが
難しい、しかも、二次再結晶処理として鋼板板面に平行
に温度差を付与する特殊な焼鈍を必要とし、実用的な方
法とは言えない。

ところで、方向性電磁鋼板については本発明者らも以前
より研究を行っており、を用な製造法をすでにいくつか
提案し、ている、その中に、特開昭６１−９１３２９号
、同６２−８３４２１号（以下、先願とする）の方法が
ある。

これは、基本的には極低炭素（Ｃ５０，０１０％）で／
ｌを極微量（０，００３〜０．０１５％）含ませた鋼を
素材として用い、熱延−冷延後、所要の条件で一次再結
晶を行わしめる焼鈍と二次再結晶を行わしめる仕上焼鈍
とを行うものである。この方法は、ＡｆｆｉＮのインヒ
ビター効果を有効に引き出す二七ができ、しかも脱炭焼
鈍が省略できる上、仕上焼鈍もα領域での低温焼鈍で二
次再結晶を発生させることができるので、コスト面で非
常に有利である。

また低温焼鈍で二次再結晶が可能であるということは、
α−Ｔ変態があるために高温焼鈍ができない低Ｓｔ綱で
も、安定して二次再結晶を生じさせることができるとい
うことであり、このことは高磁束密度の要求を満たす上
で有効である。磁束密度は、Ｓｉ含有量が低いほど高く
なる傾向にあるからである。

先願の方法はこのように、有効性の高いものであるが、
磁束密度については、これを上潮る性能の要求も多く、
より一層の改善が望まれるところである。

本発明は、先願の技術を更に発展させ、その有利性を住
かしながら、より高くかつ安定したＡ１密度が確保でき
るようにした方向性電磁鋼板の製造方法の堤供を目的と
する。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者らは、先願技術の通用時における、仕上焼鈍工
程での二次再結晶挙動、すなわち二次再結晶粒のゴス方
位（１１０＋　　＜００１＞！積度を改善する有効な手
段を見出すべく、鋭意実験、研究を重ねた結果、下記の
如き知見を得た。

二次再結晶粒のゴス方位集積度を高めるには、ＡＩＨの
外に、少量のＭｎＳをインヒビターとして活用する必要
がある。

そして、スラブ加熱温度が１２７０℃以下の低温の条件
下においてＭｎＳのインヒビター効果を有効に引き出す
ためには、Ｍｎ０．０５％〜０，２０％、３０．００３
〜０．０１５％の範囲とすることが重要である。

またこの場合、処理条件としては、とくに熱延の仕上温
度が重要な意味をもち、これを６５０〜７５０　℃の低
温にすることが大切である。

本発明は、上記のような知見に基づくものであって、下
記の方法を要旨とする。

Ｃ０，０１％以下、Ｓｉ１．８％未満、Ｍｎ０．０５〜
０．２０％、３０．００３〜０．０１５％、Ｓｏｌ、・
Ａｉ、００３〜０．０１５％、Ｎ０．ＯＯｌ、Ｏ〜０．
０１００％で、必要に応じＰ０．０５〜０．１５０％含
有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブ
を１２７０℃以下に加熱し、仕上温度６５０〜７５０℃
にて熱間圧延を行い、６００　℃以下の温度で巻取った
のち、１回または６５０℃以上のα領域で１０秒以上１
０分以内の連続焼鈍による中間焼鈍を伴う２回以上の冷
間圧延を施して最終板厚とし、次いで６５０℃以上のα
領域で１０秒以上１０分以内の連続焼鈍を行って一次再
結晶を生じさせ、更に８００　℃以上のα領域での仕上
ｔＡ鈍を行って二次再結晶を生じさせることを特徴とす
る方向性電磁鋼板の製造方法。

〔作　　用〕

以下、本発明の各構成要件について具体的かつ詳細に説
明し、作用を明らかにする。

Ｏまず使用するスラブの鋼成分の限定理由は次のとおり
である。

Ｃ：ｆｌＩ中のＣ蟹が０．０１％をこえると、鉄用の悪
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。

因に、従来の方向性電磁！１ｉｌＦｊ、は、素材（熱延
板）の段階では０．０２５〜０．０８５％程度のＣを含
ませているのが通例であり、これを冷延以降の過程で脱
炭焼鈍により低減して製品Ｃ景としている。これは工程
途中までのＣ含有量が、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。むしろ脱炭焼鈍を省略する意
味から予め極低にしておくことが必要となるのである。

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Ｓｉが多くなるにつれ、鉄ｍは改善され、
飽和磁束密度は悪化する。

通常の方向性電磁鋼板では、３％程度含有されるが、こ
のような多量の含有では昨今の高磁束密度の要求に応じ
ることは基本的に不可能である。

また多量に含有された場合、リジングの発生や冷間圧延
性の悪化が顕在化し、鋼板製造作業の複雑化によるコス
トの上昇を来たす、このようなことから、Ｓｉは１．８
％未満に限定した。実際のＳｉ量はこの規定のレンジ内
において、求められる磁気特性（鉄損、磁束密度）が得
られるように決められる。

なお、下限については、必要により十分に高い磁束密度
が実現できるよう、特に規定を設けなかった。

Ｍｎ：ＭｎはＳとともにインヒビターとして作用するＭ
ｎＳを生成し、二次再結晶の安定化に重要な役割を果た
す。しかしＭｎ含有簀が０．２０％を超えると１２７０
℃以下のスラブ加熱ではＭｎＳの溶体化が十分に行えず
、ＭｎＳのインヒビター効果が発揮されない場合がある
。また、０．０５％未満の場合にはＦｅＳによる熱間圧
延中の脆性が問題となる。従ってＭｎｌは０．０５〜０
．２０％とした。

Ｓ：Ｓは前述したＭｎとＭｎＳを形成し二次再結晶を安
定化する重要な元素である。

第１図はＳ量を変化させて圧延方向の磁束密度Ｂｓ　　
（磁化力８００Ａ／ｍで磁化した場合の磁束密度）の変
化を調査した結果である。

すなわち、供試材としてＣ０．ＯＱ１〜０．００３％、
Ｓｉ１．３〜１．５％、Ｍｎ０．１２〜０．１５％、Ｓ
　ｏ　ｘ、　Ａｊ！０．００５〜０．００９％、Ｎ０．
００２８〜０．００３７％（本発明範囲）でｓｌを変化
させたスラブを、スラブ加熱温度１２００℃１熱間圧延
の仕上温度６８０〜７２０℃１巻取温度５００〜５７０
℃で熱間圧延して２．１聞厚の熱延板とし、酸洗で脱ス
ケール後、０．３０ａｍまで冷間圧延し、その後９２０
℃で２５秒の均熱の連続焼鈍を行い、更に仕上焼鈍とし
て８８０℃で１６時間均熱の箱焼鈍（７５％Ｎよと２５
％旧の混合ガス）を実施したものである。

Ｓ添加量が０．００３％未満と０．０１５％を超えた範
囲においてＢｓの値に大きなバラツキが認められる。こ
れは、そのようなＳＩではインヒビターとなるべきＭｎ
Ｓの量や分布形態が不適切となったものと考えられる。

これに対してＳｉが０．００３〜０．０１５％の範囲に
あるときは、Ｂ、の値はつねに高レベルにあり、二次再
結晶が安定していることがわかる。従ってＳｌは０．０
０３〜０．０１５％とした。

Ｓｏｊ！、Ａｌ：Ａｌ４は本発明の主要なインヒビター
となる／ＩＮを形成し一次再結晶粒の粒成長を抑えるの
に必要な元素であり、その添加量の規定は本発明におい
て重要な意味をもつ。

Δ２の含存量はＳｏｎ、Ａｌ量で０．００３〜０゜０１
５％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ＡｌＮｉ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としての分布
形態が不適当となり、仕上焼鈍で安定した二次再結晶が
得られないからである。

Ｎ：インヒビターとしての／ＩＮ形成に不可欠な元素で
あり、その意味から少なくとも０．００１０％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％と定めた。

ＰＯＰの含有は磁気特性に対し大きな影響を与えない、
しかし低Ｓｉ鋼の場合など、打抜き性の改善が必要なと
きには有効な元素である。打抜き性に対する効果をｉ）
るためには０．０５０％以上の含有が必要である。ただ
し、０．１５％を超える含有は、冷間圧延性の劣化につ
ながる。よって、必要に応じて０．０５〜０．１５０％
含有させることとした。

０　次に製造プロセスについて述べる。

本発明の方法は、基本的には上記のような成分条件に適
合したスラブを用い、スラブ加熱→熱延＝＋巻取峙冷延
→連続焼鈍（冷延後の焼鈍）→仕上焼鈍の工程を経て方
向性′ｇＩＭ１鋼板を製造するものである。

各工程について、以下に説明する。

■　スラブ加熱 方向性電磁鋼板の製造においてスラフ加熱は、１３００
〜１４００℃の超高温で行うのが通例で。

った。これは、熱間圧延以降の工程でＡＩＮやＭｎＳが
インヒビターとして有効な状態（大きさ、分散状態）に
析出するためには、スラブ加熱の段階でＡ／、Ｎ、Ｍｎ
Ｓを十分に溶体化させておく必要があるとの認識からで
ある。しかしこのようなスラブの高温加熱は、ノロ発生
に伴う歩留低下やエネルギコストの増大、加熱炉のトラ
ブル発生など問題が多く、特殊な専用炉を用意しなけれ
ばならないこともあって実施コストが非常に高くつく。

本発明は、このスラブ加熱の加熱温度を下げてコストを
引下げることを１つの狙いとしている。

そしてこの目的のために、鋼中ＡｌＮ、ＭｎＳの星を通
常より少なくし、少量のＡｌＮ、ＭｎＳをインヒビター
として効率的に活用する手法をとっている。

このような方法によれば、スラブの加熱温度は冷延鋼板
並みの１２７０℃以下で十分で、この低温での加熱によ
りインヒビター効果が十分に発現し、仕上焼鈍工程にお
いて二次再結晶が安定的に確保されることになるのであ
る。

したがって本発明では、スラブの加熱温度を、１２７０
”Ｃ以下に限定した。

囚に、このような低温ならば、近年省エネルギーの観点
から盛んにｉテわれているダイレクトチャージ（ロール
）、すなわちスラブを冷却することなく直接加熱炉に装
入し、加熱、復熱処理を行って直ちに熱間圧延にかける
方式を採用することも可能となる。

なお、スラブ加熱温度の下限については特に限定しない
が、圧延機の能力等実操業面から考えて、ｔｏｏｏ℃以
上の加熱が望ましい。

■　熱間圧延の仕」二温度 二次再結晶の安定化をはかる上で重要な製造条件である
。第２図に仕上温度を変化させて圧延方向の磁束密度Ｂ
、を調査した結果を示す。供試材は、Ｃ０，００３％、
Ｓｉ１．０５％、Ｍｎ０．１６％、５Ｏ１００７％、Ｓ
　ｏ　Ｌ　ＡＪ４０．０１０％、Ｎ０．００２６％（本
発明範囲）の連続鋳造スラブを、スラブ加熱温度Ｉ２５
０℃で加熱後、仕上温度を変化させて熱間圧延し、４８
０〜５５０℃で巻取り２．５ｍの熱延板とした１次に酸
洗いで脱スケール後、０．３５Ｍまで冷間圧延し、その
後９００℃で２０秒の均熱で連続焼鈍を行い、更に仕上
焼鈍として８８０℃で１６時間均熱の箱焼鈍（７５％Ｎ
２と２５％Ｎ２で８時間均熱後、残り８時間は１００％
Ｈ２で均熱）を実施したものである。

熱延仕上温度７５０℃をこえる領域でも、ｆ３゜の値は
実用可能なレベルにあるが、仕上温度７５０℃以下の範
囲においては、−段と高い値を示している。これは、熱
間圧延中のＡＩＮやＭｎＳの析出状態、あるいは熱延板
の集合紡織がいわゆるゴス方位（（１１０）　　＜００
１＞）の二次再結晶に適切なものとなったためと考えら
れるが、詳細は未だ明らかでない。

このようなことから、熱延の仕上温度の上限を７５０　
℃に限定した。

なお下限温度に関しては、６５０℃以下の仕上温度は現
行の熱間圧延設備では圧延能力あるいは形状制御上困難
なことから６５０℃に定めた。

■　巻取温度 本発明では、冷延後の連続焼鈍および仕上焼鈍の過程で
析出してくるＡＩＮがインしビターとして重要な役割を
果たしている。したがって巻取温度が６００℃を超え、
巻取状態でのＡｆｆｉＮの析出か進行すると、冷延以降
の工程で析出するＡｆｆｉＮの量が減少し二次再結晶が
不安定となる。したがって巻取温度は６００℃以下とし
た。なお、下限については、磁気特性上問題とならない
ので定めない。

■　冷間圧延 冷間圧延は１回冷延であるか、二回以上の冷延であるか
を問わない。ただし、二回以上の冷間ＩＦ延を行う場合
、その中間焼鈍は６５０℃以上のα領域で１０秒以上ｌ
Ｏ分以内の連続焼鈍としなければ仕上焼鈍での二次再結
晶は安定しない。この理由は、上記の条件以外では中間
焼鈍中に析出するＡＩＮの分散状態が不適切となるため
と考えられる。

■　冷間圧延後の焼鈍 安定した二次再結晶を発生させるには、−次頁結晶の集
合＆１１織と粒径およびインヒビターとなるＡＩＮ、Ｍ
ｎＳの析出状Ｂ（分布および形７ｉＪｉ）が適切である
必要がある。これを実現するのが冷延後の焼鈍である。

この焼鈍は急速加熱の焼鈍が必要で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以上が望まし
い。

焼鈍温度は６５０　℃未満では焼鈍の効果が得られず、
またα領域の焼鈍ではＡｌＮの分布、−次頁結晶の集合
組織と粒径等に問題が生じる。したがって連続焼鈍温度
は６５０　℃以上のα領域とした。

焼鈍時間も１０秒以下では焼鈍の効果が得られず１０分
以上の均熱は必要ないので１０秒以上ＩＯ分以内とした
。

■　仕上焼鈍 本発明は、主として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り二させるものであり、仕上焼
鈍ではいわゆる１０００℃以上の高温の純化焼鈍も行わ
ない。このことが、コストの低減にむすびつく。

仕上焼鈍の温度は、８００℃未満では二次再結晶が生じ
ず、良好な磁気特性が期待できない、また、α領域での
焼鈍でも二次再結晶は生じない。

したがって仕上焼鈍温度は８００℃以上のα領域とした
。

仕上焼鈍の雰囲気は特に限定しないが、二次再結晶が完
了するまでは窒素を含む雰囲気で実施することが望まし
い。

なお仕上焼鈍の前には、焼付防止の為に焼鈍分離材等の
表面処理を施す工程が入るのが一般的ある。

〔実施例１〕 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１５
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Ｗ１５１５０と磁束密度Ｂ、
を測定した。測定は、ＪＩＳ　　Ｃ２５５０により幅３
０閣、長さ２８０ｍｍのエプスタイン試片を圧延方向よ
り１６枚採取して、７５０　℃で２ｈの歪取焼鈍後に行
った。

試験の結果について説明する。

Ｎα１〜７はｓｌ以外は全条件実質的に同一（本発明条
件を満足）で、Ｓｆｆを種々変化させた例である。

本発明例のＮα３〜６に対しｓｌ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）Ｎｌｌｌ、２および高目に外れたＮα７
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。

漱８〜１０は、同様にＳｏｆ、Ａｊ！量を変化させたグ
ループで、ＳｏＣＡｌｌ以外は全てについて大差はない
条件となっている。５ｏｆｆｉ、Ａｌ量が本発明範囲に
入る階９に対し、５ｏｊ２．Ａ／！量が低目に外れた胤
８、そして高目に外れた陥１０は鉄損、磁束密度とも捲
端に悪い。

ＮＱＩＩ、１２は、同一組成で熱間圧延の仕上温度を変
化させたもので、仕上温度が高目に外れた胤１２は適正
条件のＮ１１ｌｌに比べ、鉄損、磁束密度とも劣ってい
る。

Ｎ（１１３は、二回冷延法による本発明例で、この場合
も良好な鉄…、磁束密度が得られている。

〔実施例２〕 第２表に示す本発明範囲の成分系の２綱種の連続鋳造ス
ラブを室温まで完全に冷却することなく、直接加熱炉に
装入し７、以後同表に示す条件で熱間圧延→（酸洗）→
冷延→連続焼鈍→仕上焼鈍を行い、圧延方向の鉄損１１
５１５０と磁束密度Ｂ、を測定した。測定は〔実施例１
〕と同じ要領で行った。

全ての条件が本発明範囲にある麹１．２は良好な鉄損、
磁束密度を示している。これに対し巻取温度が高目に外
れたＮ０．３はその他の条件が実質的に同等な胤２と比
べ鉄損、磁束密度が明らかに劣っている。

〔発明の効果］ 以上の説明から明らかなように本発明の方法は、とくに
飽和磁束密度の高い１．８％Ｓｉ未満の低Ｓｉ方向性電
磁鋼板を、スラブ高温加熱や脱炭焼鈍といったコストの
かかる工程を経ることなく、低コストで製造することが
可能であり、しかも製品の磁気特性としてはつねに安定
したものが確保されるものである。したがって本発明は
産業上きわめて有用性の高い発明ということができる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＳ含有量が磁束密度Ｂ、に及ぼす影響を示す実
験データのプロット図、第２図は熱間圧延仕上温度と磁
束密度Ｂ、との関係を示す同上図。 代理人弁理士　　吉　１）正　二１１□、１１．７−ベ 第　　１　　図 第２図 熱間圧延の仕上温度（”Ｃ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で、Ｃ０．０１％以下、Ｓｉ１．８％未満、
   Ｍｎ０．０５〜０．２０％、Ｓ０．００３〜０．０１５
   ％、Ｓｏｌ・Ａｌ０．００３〜０．０１５％、Ｎ０．０
   ０１０〜０．０１００％で、残部はＦｅおよび不可避的
   不純物からなるスラブを１２７０℃以下に加熱し、仕上
   温度６５０〜７５０℃にて熱間圧延を行い、６００℃以
   下の温度で巻取ったのち、１回または６５０℃以上のα
   領域で１０秒以上１０分以内の連続焼鈍による中間焼鈍
   を伴う２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、次い
   で６５０℃以上のα領域で１０秒以上１０分以内の連続
   焼鈍を行って一次再結晶を生じさせ、更に８００℃以上
   のα領域での仕上焼鈍を行って二次再結晶を生じさせる
   ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 ２、素材としてのスラブがＰを重量％で０．０５〜０．
   １５０％含有することを特徴とする請求項１に記載の方
   向性電磁鋼板の製造方法。