JPH02259015A - 磁性焼鈍後の磁気特性の優れた無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） 本発明は、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板に
関するものである。

（従来の技術） 無方向性電磁鋼板は、鋼板が製鉄所から出荷される際に
、既に最終的な磁気特性を具備しているように製造され
たフルプロセス製品と、鋼板の納入先にて行われる打抜
き加工や剪断加工後の磁性焼鈍により、初めて所定の磁
気特性が現出されるようにされたセミプロセス製品とに
区別される。

又無方向性電磁鋼板は、例えば発電機、電動機、小型変
圧器等の電気機器に広範囲にわたって使用される。しか
し、最近省エネルギーの見地から更に鉄損の少ない材料
が供給されることが求められている。

無方向性電磁鋼板の鉄損を決定する主な要因は、Ｓｉ　
＋ＡＩの含有量と結晶粒径であり、同一成分の場合は結
晶粒径は約１２０μｓの時に最も鉄損が少なくなること
が知られている。

このクラスの無方向性電磁鋼板は、製造メーカーの出前
時点での平均結晶粒径は約５〜２０虜程度であるので、
需要家での打抜き等の加工後の磁性焼鈍により結晶粒径
を大きくすることが鉄損を少なくすることになる。

ところで、鋼中の硫化物、窒化物、酸化物等の介在物、
特に微細な介在物は、需要家での磁性焼鈍時の結晶粒成
長を妨げるので極力減らさなければならない。

本発明者は、既に特開昭６３−１９５２１７号公報にＭ
ｎ　Ｏ／　（Ｓ　１０２　＋Ｍｎ　Ｏ＋Ａｌ’　２０ａ
　）　×１００≦１５％であることを特徴とする磁性焼
鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板を提案した。

一方、最近連続鋳造スラブを加熱無しで直ちに熱間圧延
する、いわゆる直送圧延、あるいは連続鋳造スラブを高
温に保持したまま加熱炉に装入し再加熱し、熱延するこ
とが行われている。これによれば、従来法、すなわち連
続鋳造スラブを一旦常温まで冷却した後、加熱炉で再加
熱する方法と比べ、熱エネルギー使用量を低減させるこ
とができる。

また、特開昭５２−１０８３１８号公報では、Ｓｉ　１
〜４％鋼で連続鋳造後のスラブを直ちに熱間圧延するこ
と、或いは１１００〜１２００℃に再加熱し直ちに熱間
圧延すること、特開昭５４−４１２１９号公報では、９
００〜１１００℃未満内に再加熱する方法が提案されて
いる。

これらは、鋳造のままスラブの表面温度、中心温度を８
００〜１０５０℃の温度範囲に４０分以上保温すること
により、Ａｌ）Ｎの析出、凝集を十分行わしめることを
目的としている。

（発明が解決しようとする課題） 前記従来の技術により得られる鉄損は満足できるもので
はなく、本発明は従来の技術の欠点を解決した磁性焼鈍
後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法であ
る。

（課題を解決するための手段） 本発明はＣ：０．０１５％以下、Ｓｉ：Ｏ，ｌ−１，０
％、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ　：　０．１５％以下、Ｓ
　：　０．００８％以下、ＳＯβ、ＡＮ　：０．００１
〜０．００５％、Ｔ、Ｎ：ｏ、ｏｔｏ％以下、Ｔ、　　
Ｏ：　０．０２％以下を含み鋼中のＳｉＯＭｎＯ，Ａｌ
１２０３がＳ　ｔ　Ｏ２／２゜ （Ｓ　ｉＯ＋Ｍｎ　Ｏ＋　Ａｌ’　２０ａ　）　×１０
０≧７５％、Ｍｎ　Ｏ／　（Ｓ　ｉＯ＋　Ｍｎ　Ｏ＋　
Ａｌｌ　２０ａ　）　×１００≦１５％を満足し、残部
鉄及び不可避的不純物よりなる連続鋳造スラブを、鋳造
後スラブの温度を２００〜７００℃の温度範囲に放冷し
た後、上記スラブを１０００〜１２００℃の温度範囲に
再加熱し、続いて熱間圧延し、冷延、連続焼鈍すること
を特徴とする磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼
板の製造方法であり、熱延板を７００〜１０００℃で熱
延板焼鈍することを含む。

本発明者らは、磁性焼鈍後の磁気特性の優れた無方向性
電磁鋼板の製造方法を発明すべく鋭意研究を重ねた結果
、新たに得られた知見を得たもので、Ｓｌが０．１０〜
０，１４％の鋼を例に以下に説明する。

第１図は、特開昭８３−１９５２１７号で提案されてい
るＭｎ　Ｏ／　（Ｓ　ｉＯ＋　Ｍｎ　Ｏ＋　Ａｌｌ２０
　ａ　）　　ｘ、ｔｏ。

と磁性焼鈍後の鉄損Ｗ　　　の関係を示すものであり、
ＭｎＯ／　（ＳｉＯ＋ＭｎＯ＋ＡＮ２０３）Ｘ１００≦
１５％とすれば、磁性焼鈍後の平均結晶粒径を５０ｔ１
ｍ以上になし得、例えばＳｉＯ，１％鋼では鉄損Ｗ　　
　　＜　４．８Ｗ／ｋｇというような低鉄損を得られる
ことか分かる。

しかし、第１図から明らかなとおり、Ｍ　ｎ　Ｏの重量
比率が１５％以下においても鉄損Ｗ１５１５０が４．３
〜５．０Ｗ／ｋｇ近くまでばらついてる。

第２図には、ＭｎＯ／　（Ｓ　ｉ　Ｏ２＋ＭｎＯ＋Ａｌ
２Ｏ３）×１００≦１５％のものだけを選別した中での
、ＳｉＯ／　（ＳｔＯ＋ＭｎＯ＋ＡＭ　２０ｇ　）　×
１００と磁性焼鈍後の鉄損Ｗ　　　との関係について示
す。

本発明者らは、鋼中のＳ　Ｌ　０２の比率を増やすこと
によって、鋼中のＭｎＳをＳｉＯ２のまわりに凝集、粗
大化し、微細なＭｎＳの析出量を低減することができ、
磁性焼鈍後の鉄損を安定して少なくすることが可能であ
ることを発見し、この効果を得るためには、ＳｉＯ／（
ＳｉＯ２十Ｍ　ｎ　Ｏ＋ＡΩ２０３）×１００≧７５％
にすることが肝要であることを見出した（特願昭６２−
３１０３７５号参照）。

次に、上記に加えて連続鋳造スラブを、鋳造後スラブの
温度を２００〜７００℃の温度範囲に放冷することによ
る鉄損改善効果について述べる。

第３図は、第２図の結果を層別したもので、スラブの温
度を２００〜７００℃の温度範囲に放冷したもので、７
００℃を超え、１０００℃以下の温度範囲に放冷したも
のをＯでプロットしたものである。

これより、放冷後のスラブの温度が２００〜７００℃の
方が安定して低鉄損が得られることが分かる。

第４図は、製品のＭｎＳの分布状況を透過型電子顕微鏡
で３０００倍で観察した結果を示す金属組織写真図で、
（／１）は製品中のＭｎＯ／（ＳｉＯ２＋Ｍ　ｎ　Ｏ＋
　Ａｇ　０）Ｘ１００≦１５％で、Ｓｔ　Ｏ２／（Ｓｉ
Ｏ＋ＭｎＯ＋ＡΩ２０３）×１００く７５％のもの、（
Ｂ）はＭｎＯ／（ＳｉＯ＋ＭｎＯ＋Ａｉ）２０３）　　
ｘｔｏｏ　　≦１５％で、ＳｉＯ／　（ＳｉＯ＋ＭｎＯ
＋Ａ１１２０３）ｘ１００≧７５％であり、連続鋳造後
のスラブの放冷後の温度が８５０℃のもの、（Ｃ）はＭ
ｎ’Ｏ／　（Ｓ１０２　十ＭｎＯ＋Ａｊ？　　Ｏ）　Ｘ
１００≦１５％で、Ｓｔ　０２　／（ＳｉＯ＋ＭｎＯ＋
Ａ、ｌ！　２０３）Ｘ１００≧７５％であり、連続鋳造
後のスラブの放冷後の温度が３００℃のものである。

これより、ＭｎＯ／　（ＳｚＯ＋ＭｎＯ＋ＡＭ　２　０
ｓ　）Ｘ１００≦１５％で、ＳｉＯ／（ＳｉＯ２＋Ｍｎ
Ｏ＋Ａｌ２Ｏ３）×１００≧７５％であり、連続鋳造後
のスラブの放冷後の温度が３００℃の場合が微細なＭｎ
Ｓが少ないことが分かる。

この原因は、Ｓ　ｉ　Ｏ／　（Ｓ　ｉ　０２＋ＭｎＯ＋
ＡＮ　　Ｏ）　Ｘ１００≧７５％、Ｍｎ　Ｏ／　（Ｓ　
ｉ　Ｏ２十Ｍ　ｎ　Ｏ＋Ａρ２０３）×１００≦１５％
とすることにより、ＭｎＳをＳ　ｌ　０２のまわりに凝
集させ、粗大化を図るのであるが、スラブの温度を２０
０〜７００℃の温度範囲に放冷した方が、Ｓ　ＩＯ２へ
のＭｎＳのオストワルド成長による凝集をより促進でき
るものと推定される。

以上、連続鋳造後のスラブの放冷後の温度を２００〜７
００℃とすることにより、鋼中ＭｎＳをＳ　ｉＯ２のま
わりにより凝集させ、磁性焼鈍時に正常粒成長を抑制す
る微細なＭｎＳを減少することが可能となり、平均結晶
粒径をＢＯＸＩｎ以上と大きくすることができ、磁性焼
鈍後の鉄損を安定して少なくせしめるものである。

また、第５図は本発明の成分範囲を満足し、Ｓｉが０．
１０〜０，１４％の鋼を連続焼鈍後３５０℃に放冷し、
次いでｌｌ００℃に再加熱し熱延し、この熱延板を種々
の温度で熱延板焼鈍し、ついで０．５０ｍｍに冷延し、
７５０℃ｘｅｏ秒の連続焼鈍し、７５０℃×２時間の磁
性焼鈍を行った結果である。

これより、７００°Ｃ以上で熱延板焼鈍すると、磁束密
度が高くなり、鉄損も少なくなることが分かる。

以下本発明の要件についてのべる。

Ｃは０．０１５％を超えると磁気特性に有害となるばか
りかＣの析出による磁気時効が著しくなり、磁気特性が
劣化するので０．０１５％以下、望ましくは０．０１０
％以下とする。

Ｓｔは、添加量が増加すればするほど鉄損の減少度合い
を増すが、本発明は、７００〜８００℃程度の磁性焼鈍
で粗粒化させ低鉄損化を狙うため、Ｓｔは０．１−１．
０％とした。

５ｏ１２．　Ａｇが０．００１％未満であると鋼中の酸
素量が多くなりすぎ、０．００５％を超えると、磁性焼
鈍時の結晶粒成長を抑制するに十分な量のＡ１１ｌＮが
生成するため、ｓｏｎ、　Ａ　ｌｌは０．００１〜０．
００５％とした。

Ｍｎは鋼板の硬度を増加させ、打抜き性を改善するため
添加するが、上限の１．５％は経済的理由によるもので
ある。

ＳはＭｎやトランプエレメントのＣｕなどと結合しＭｎ
ＳやＣｕ　２　Ｓとなり、磁性焼鈍時の結晶粒成長を妨
げるので少ない方が好ましく、０．００８％以下とした
。

一般的には、Ｎが０．００５０％を超えると磁性焼鈍後
の結晶粒成長を抑制するに十分なＡｌ７Ｎが生成するた
め、この値が上限と考えられているが、本発明の対象で
あるＡｌ　）レース祠であれば、ＡＩが極微量のため上
限を０．０１（１％とした。好ましくは、０．００３０
％以下である。

Ｐは製品の硬度を増し、打抜き性を改善するために添加
するが、０．１５％を超えると脆化が著しい。

一般には、０．１０％以下に抑える。

Ｔ、Ｏが０．０２％を超えると酸化物が増え、磁性焼鈍
時に結晶粒成長を妨げるので０．０２％以下とした。ｓ
ｏ！、ＡＩの上限を超えない範囲でＴ、Ｃ１を極力少な
くすることが望ましく、特に０．０１５％以下にすると
効果が著しい。

Ｍｎ０／　（Ｓ　ｉ　Ｏ２＋ＭｎＯ＋ＡΩ２０３）×１
００が１５％を超えると低融点の介在物を生成し、これ
らがスラブ加熱中に溶融あるいは軟化し、熱延中に圧延
方向に微細に分断されたり、圧延方向に伸ばされ、磁性
焼鈍時に結晶粒成長を妨げるので、ＭｎＯ，ＡＩ　ＯＳ
　ｉＯ２の３種の介在２３″ 物の総重量に対するＭｎＯの重量の割合を１５％以下と
した。

Ｓ　ｉＯ／　（Ｓ１０２　＋　Ｍｎ　Ｏ＋　Ａｌ’　２
０ａ　）　×１００を７５％以上とすると、鋼中のＭｎ
ＳをＳｔ　Ｏ２のまわりに凝集させ、磁性焼鈍時に結晶
粒成長を抑制する微細なＭｎＳの析出量を少なくするこ
とができ、その結果、磁性焼鈍後の鉄損を少なくするこ
とができる。

ＭｎＯ，Ａ、Ｑ　２０３．Ｓ　ｉＯ２の３種の介在物の
総重量に対するＡｇ２Ｏ３の重量の比率からみて限定す
るものではないが、本発明材料は、Ａρトレース材を前
提としており、過去の実績から３０％以下である。

ＭｎＯ，Ａｇ２Ｏ３，ＳｉＯ２以外の例えばＭｇ０．Ｃ
ａｂ、ＺｒＯ２等の製鋼作業中に止むを得ず混入する酸
化物が存在する。勿論、これらの酸化物は極力少ない方
が好ましい。

連続焼鈍後のスラブの放冷後の上限温度７００℃は、こ
の温度を超えるとＳｉＯ２へのＭｎＳの凝集か促進され
ず、磁性焼鈍後の鉄損が悪化するためである。下限の２
００℃は以下の理由による。

熱延板の板Ｊｖ偏差、形状を良好とするためには、スラ
ブを全厚、全幅にわたり均一な温度に再加熱する必要が
ある。２００℃未満の温度に放冷するとスラブを加熱炉
で再加熱する際、スラブを均一に加熱するには長時間の
均熱時間を必要とするため、ＭｎＳが固溶し、これが熱
延時に微細に析出し、磁性焼鈍時の正常粒成長を抑制し
、鉄損を悪化させるためである。好ましくは、２００〜
５００℃である。

放冷後のスラブの再加熱温度が１ｏｏｏ℃未満では、変
形抵抗が大きすぎ熱延できない。上限の１２００℃は、
この温度以上に加熱すると、ＭｎＳが固溶し、熱延中に
微細に析出し、磁性焼鈍時の結晶粒成長を抑制し、鉄損
を悪化させる。

熱延板焼鈍は、必要に応じて実施し、下限の７００℃未
満では磁気特性向上の効果がなく、上限の１０００　’
Ｃを超えると冷延性が悪化する。

磁性焼鈍後の平均結晶粒径について、同一成分の場合に
は、結晶粒径が約１２０ｕｍの時に最も鉄損が少なくな
ることが知られており、製造メーカーの出荷時点での平
均結晶粒径が５〜２０ｔ１ｍであるので、磁性焼鈍によ
り結晶粒径を大きくすることが鉄損を少なくする。

本発明では、磁性焼鈍後の平均結晶粒径を６０ＩＥｒ１
以上と大きくすることが可能であり、これにより例えば
、ＳｉＯ，１％鋼の場合Ｗ　　　　＜４．５Ｗ／ｋｇと
いう低鉄損が得られるものである。

（実　施　例） 実施例　１ ０．１％Ｓｉを含有゛する種々の成分組成の無方向性電
磁鋼板用スラブを連続鋳造し、種々の温度に放冷した。

これを１０８０℃に連続加熱炉で再加熱し、厚さ２．０
ｍｍに熱延した。この熱延板の一部は熱延板焼鈍を行っ
た。そして０．５０ｍｍ厚に冷延し、次いで７８０℃×
６０秒の条件で連続焼鈍炉で仕上焼鈍を行い、更に７５
０℃×２時間の磁性焼鈍を行った。

こうして得られた製品の成分組成、介在物の含有割合、
連続鋳造後のスラブの放冷後の温度、熱延板焼鈍温度を
第１表に示す。

これより本発明例の場合、磁気特性が優れていることが
分かる。

実施例　２ ０．７％Ｓｉ＠含有する種々の成分組成の無方向性電磁
鋼板用スラブを連続鋳造し、種々の温度に放冷した。こ
れを１１００℃に連続加熱炉で再加熱し、厚さ２．３ｍ
＋ｎに熱延した。この熱延板の一部は熱延板焼鈍を行っ
た。そして０．５０ｍ厚に冷延し、次いで８００℃×６
０秒の条件で連続焼鈍炉で仕上焼鈍を行い、更に７５０
℃×２時間の磁性焼鈍を行った。

こうして得られた製品の成分組成、介在物の含有割合、
連続鋳造後のスラブの放冷後の温度、熱延板焼鈍温度を
第２表に示す。

これより本発明例の場合、磁気特性が優れていることが
分かる。

（発明の効果） 本発明によれば、鋼中の介在物の制御により、磁性焼鈍
後の磁気特性を大幅に改迎することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、製品中のＭｎＯ／　　（Ｓｉｎ２＋ＭｎＯ＋
Ａｎ　２ｏ３）ｘｈｏｏと磁性焼鈍後の鉄損Ｗ１５７５
０の関係を示す図、第２図は、製品中のＭ　ｎ　Ｏ／（
Ｓｉｎ２＋ＭｎＯ＋Ａ１’　２０ａ　）Ｘ１００≦１５
％を満足したものの中で、ＳｉＯ／（Ｓｉｎ２．＋Ｍｎ
Ｏ＋Ａ＃　２０３’）Ｘ１００と磁性焼鈍後の鉄損Ｗ１
５１５０の関係を示す図表、第３図は、第２図の結果を
層別したもので、スラブの温度を２００〜７００℃の温
度範囲に放冷したものを・で、７００℃を超え、１００
０℃以下の温度範囲に放冷したものをＯでプロットした
図表、第４図は、製品のＭｎＳの分布状況を透過型電子
顕微鏡で３０００倍で観察した結果を示す金属組織写真
図、第５図は、熱延板焼鈍温度と磁気特性の関係を示す
図表である。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫手 続 補 正 書 （自発） 平成１年５月９日

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量比として Ｃ：０．０１５％以下、 Ｓｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ：０．１５％以下、 Ｓ：０．００８％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．００５％、Ｔ．Ｎ：０
   ．０１０％以下、 Ｔ．Ｏ：０．０２％以下、 鋼中のＳｉＯ＿２、ＭｎＯ、Ａｌ＿２Ｏ＿３がＳｉＯ＿
   ２／（ＳｉＯ＿２＋ＭｎＯ＋Ａｌ＿２Ｏ＿３）×１００
   ≧７５％、ＭｎＯ／（ＳｉＯ＿２＋ＭｎＯ＋Ａｌ＿２Ｏ
   ＿３）×１００≦１５％ を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる連続鋳造
   スラブを、鋳造後スラブの温度を２００〜７００℃の温
   度範囲に放冷した後、上記スラブを１０００〜１２００
   ℃の温度範囲に再加熱し、続いて熱間圧延し、冷延、連
   続焼鈍することを特徴とする磁性焼鈍後の鉄損の少ない
   無方向性電磁鋼板の製造方法。 ２、熱延板を７００〜１０００℃で熱延板焼鈍すること
   を特徴とする特許請求の範囲第１項記載の磁性焼鈍後の
   磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。