JPH06116640A - 回転機用無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】鉄損特性と励磁特性に優れた回転機用無方向性
電磁鋼板の製造法を提供する。 【構成】Ｃ：0.003 ％以下、Ｎ：0.003 ％以下、Si：３
％を超え４％未満、Al：１％を超え２％未満、Mn：0.1
％未満およびＳ：0.001 ％以下を含有し、かつ（Mn／
Ｓ）≧10を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物から
なる鋼素材を、700 ℃以上800 ℃以下の仕上げ温度で熱
間圧延した後、600 ℃以下の温度で巻取りを行い、次い
で脱スケールの後に800 ℃以上の温度で焼鈍し、その後
更に85％以上の圧下率で１回の冷間圧延を行った後、90
0 〜1100℃の温度で焼鈍を施すことを特徴とする鉄損特
性と励磁特性に優れた回転機用無方向性電磁鋼板の製造
方法。 【効果】高温のスラブ加熱や２回冷延などの煩雑かつ困
難な工程を経ることなく、大型回転機用の鉄芯材料とし
て好適な磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板が得られ
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、回転機の鉄芯材料とし
て用いられる鉄損特性と励磁特性に優れた無方向性電磁
鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】回転機用の電磁鋼板に対しては、機器の
電力損失低減および小型化のため、低鉄損化、低磁化力
化という磁気特性の改善が強く求められている。

【０００３】回転機では、板面内のあらゆる方向に磁化
されることから、鉄損特性と励磁特性との異方性は極め
て小さくなければならない。従って、回転機用電磁鋼板
としては上記特性の異方性が少なく、板面内のあらゆる
方向の平均値としての磁気特性が低鉄損、低磁化力であ
ることが求められる。

【０００４】特に大型回転機の場合、鉄芯の発熱が問題
となっており、発熱を抑えるために、とりわけ高Si系の
低鉄損材料が求められている。一方、電気学会論文誌D1
07(1987)、1153に示されているように、一般に高Si系の
電磁鋼板における磁化力は、一定の磁束密度で低Si系の
電磁鋼板のそれと比較すると高くなる傾向、すなわち励
磁特性 (励磁銅損に対応) が悪くなる傾向にある。した
がって、回転機の全損失で比較すると、大型回転機の場
合、必ずしも高Si系の電磁鋼板を用いることが有利とは
限らない場合もあり、さらにこの系の材料で励磁特性
（磁化力）を改善することも求められている。

【０００５】鉄損、磁束密度あるいは励磁特性の測定
は、無方向性電磁鋼板の場合、通常はJIS C 2550に定め
られているように、圧延方向 (0 °) と圧延直角方向
(90°)とから短冊状試料を採取して行われるが、この方
法では回転機器のような板面内のあらゆる方向に磁化さ
れる機器の鉄芯の性能を正当に評価することができな
い。回転機器を対象とする場合には、その励磁状態に近
いリング試料での特性の評価が適切であり、この試験法
で良好な特性が得られることが重要である。

【０００６】このようなことから、近年、リング試料で
測定しても良好な鉄損と磁束密度あるいは励磁特性が得
られる、板面内のあらゆる方向に特性の良好な無方向性
電磁鋼板の開発が進められるようになり、その製造方法
に関するいくつかの発明がある。

【０００７】例えば、特開平 2−107719号公報において
は、 (Si＋Al) で 4.5％以下、Mn：1.0 ％以下の鋼素材
から、スラブ加熱温度1300〜1500℃、熱間圧延仕上温度
600〜800 ℃、さらに冷間圧延圧下率40〜85％を組み合
わせて製造する方法が提案されている。特開平 2−3103
16号公報では、Si： 0.3〜３％、Mn：0.25％以下、Al：
0.2 ％以上の鋼素材から、冷間圧延前の熱延鋼板の結晶
粒径を50μm 以上とし、その後の冷間圧延を50〜80％で
行う方法が提案されている。特開平 3−24251号公報で
は、Si：3.3 ％以下、Mn：0.2 ％以下、Al：1.5 〜８％
の鋼素材から、中間焼成（焼鈍）をはさんで２回の冷間
圧延を行う方法が提案されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかし、特開平 2−10
7719号公報に示される方法では、鋼スラブを1300〜1500
℃という高温で加熱しなければならないため、特に大型
回転機に用いられる高Si鋼では熱延板のスケール除去が
困難となり、また経済的にも不利である。

【０００９】特開平 2−310316号公報に示される方法で
は、Si含有量が３％以下に制限されているため、大型回
転機のような極めて低い鉄損を要求される用途に適しな
いものしか得られない。

【００１０】特開平 3−24251 号公報に示される方法で
は、中間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延を行うため工程
が煩雑になり、また経済的にも不利である。

【００１１】本発明の目的は、上記の問題点を解消する
ことができる鉄損特性と励磁特性に優れた回転機用無方
向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。

【００１２】

【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。

【００１３】重量％で、Ｃ：0.003 ％以下、Ｎ：0.003
％以下、Si：３％を超え４％未満、sol.Al：１％を超え
２％未満、Mn：0.1 ％未満およびＳ：0.001 ％以下を含
有し、かつ（Mn／Ｓ）≧10を満足し、残部はFeおよび不
可避的不純物からなる鋼素材を、700 ℃以上800 ℃以下
の仕上げ温度で熱間圧延した後、600 ℃以下の温度で巻
取りを行い、次いで脱スケールの後に800 ℃以上の温度
で焼鈍し、その後更に85％以上の圧下率で１回の冷間圧
延を行った後、 900〜1100℃の温度で焼鈍を施すことを
特徴とする鉄損特性と励磁特性に優れた回転機用無方向
性電磁鋼板の製造方法。

【００１４】本出願人は、特開昭64−55338 号公報にお
いて、Si：４％以下、Mn：0.2 ％以下、Al：0.002 ％未
満または 0.150〜1.0 ％、Ｓ：0.006 ％以下の鋼素材か
ら、圧延終了温度を700 ℃以上のフェライト域内の温度
として熱間圧延し、続いて600 ℃以下の温度で巻取りを
行い、次いで700 〜1000℃の温度で焼鈍を行い、更に85
％以上の圧下率で冷間圧延を行った後、焼鈍を施す無方
向性電磁鋼板の製造方法を提案した。この方法では、Mn
とＳの低減および熱延板結晶粒径の粗大化、さらに85％
以上の高い圧下率で原則として１回の冷間圧延を施すこ
とにより板面内の磁気特性の異方性の低減を図ってい
る。

【００１５】本発明者らはさらに、磁気特性に及ぼす各
種合金元素の影響を詳細に検討した結果、次の新知見を
得た。

【００１６】Si含有量が３〜４％の高Si鋼においてsol.
Al含有量（以下、Alという) を１〜２％にすると、大型
回転機の設計磁束密度である 1.3Ｔ付近での鉄損特性と
励磁特性が一段と改善される。すなわち、 1.3Ｔ付近で
の励磁特性（磁化力）は、Al含有量が１〜２％の範囲で
はほぼ一定であり、一方、鉄損についてはAl含有量が１
％程度を境界として著しく減少する。そして、さらにMn
とＳを共に低減させることが、高Si系の材料では磁気特
性の改善に有効である。

【００１７】

【作用】本発明の基になった知見を図１、図２により説
明する。

【００１８】図１は、ベース成分として、Ｃ：0.002
％、Si：3.4 ％、Mn：0.03％、Ｐ：0.01％およびＳ：0.
0007％を含有する鋼素材で、Alを0.1 〜３％の範囲で変
化させた場合の鉄損（Ｗ_13/50)と磁化力 (Ｈ) の変化を
示す図である。これらの鋼素材に対し、熱間圧延の仕上
温度を780 ℃、巻取温度を550 ℃とし、酸洗による脱ス
ケールを行った後、900 ℃で30秒間の連続焼鈍の後、圧
下率90％で0.5mm まで冷間圧延した。その後1050℃で30
秒間の連続焼鈍を実施し、得られた鋼板をJIS リング(
外径45mm、内径33mm) に加工し、リング試料での鉄損特
性と励磁特性を調査した。なおこれらの特性は実際の使
用条件に近い磁束密度Ｂが 1.3Ｔで評価した。

【００１９】図示するように、磁化力については、Alが
２％未満ではほとんど変化しないが、２％以上になると
著しく増大する。磁化力を大きくするためには励磁電流
を多く流す必要があり、これは励磁銅損の悪化を意味す
る。一方、鉄損については、Alが１％までは急激に減少
し、１％を超えると減少の割合は緩やかとなり、ほとん
ど変化しない。すなわち、鉄損特性と励磁特性とのバラ
ンスが最も良くなるAlの範囲は１％を超え２％未満であ
ることがわかった。

【００２０】これは次のような理由によるものと考えら
れる。すなわち、Alが１％を超えると磁気特性の向上に
有利な集合組織が発達し、本来Alの増加に伴う磁化力の
増大は見られない。鉄損については、電気抵抗の増分に
よる渦電流損の減少と集合組織の改善によるヒステリシ
ス損の減少が相乗して急激に減少する。しかしながら、
２％以上になるとAlによる集合組織の改善効果が緩和す
るため、Alの増加と共に磁力化は増大し、また鉄損の減
少は僅かとなる。

【００２１】図２は、ベース成分として、Ｃ：0.002
％、Si：3.7 ％、Ｐ：0.013 ％、 Al：1.3 ％を含有す
る鋼素材で、Ｓ含有量（以下、Ｓという）を0.0006％と
0.0024％の２水準として、Mn含有量（以下、Mnという)
を0.02〜0.32％の範囲で変化させた場合の鉄損 (Ｗ
_13/50)と磁化力 (Ｈ) の変化を示す図である。これらの
鋼素材に対し、熱間圧延の仕上温度を760 ℃、巻取温度
を520 ℃とし、酸洗による脱スケールを行った後、860
℃で６時間の箱焼鈍の後、圧下率88％で0.5mm まで冷間
圧延し、その後1080℃で30秒間の連続焼鈍を実施し、得
られた鋼板について前記と同じ試験を行った。

【００２２】図示するように、磁化力については、低Ｓ
の場合にはMnが 0.1％未満では、ほとんど変化しない
が、 0.1％以上では増大する傾向にある。一方、高Ｓの
場合にはMnが 0.2％までは、ほとんど変化しないが、
0.2％を超えるようになると急激に増大する傾向にあ
る。鉄損については、Mnの増加と共に僅かに増大する傾
向にある。またＳが増えると著しく増大する。したがっ
て、大型回転機用の電磁鋼板に適するように磁化力と鉄
損を共に低くするには、Ｓを 0.001％以下、Mnを 0.1％
未満と低くする必要があることが認められた。

【００２３】これは次のような理由によるものと考えら
れる。Mnを 0.1％よりも低くすると磁気特性の向上に有
利な集合組成が発達し、本来Mnの増加に伴うFe分の減少
による磁化力の増大は見られず、またＳについては、そ
の含有量が増えるほどMnS などの析出物が増加するため
鉄損が増加する。

【００２４】次に本発明の方法の対象となる鋼素材の組
成を前記のように限定した理由を説明する。

【００２５】Ｃ：Ｃ含有量は鉄損低減の観点から少ない
方がよい。Ｃ含有量が 0.003％を超えると磁気時効によ
る鉄損増加が生じることから、 0.003％を上限とした。

【００２６】Ｎ：Ｎ含有量も鉄損低減の観点から少ない
方がよい。Ｎ含有量が 0.003％を超えるとAlN などの窒
化物が生成し磁気特性が劣化することから、 0.003％を
上限とした。

【００２７】Si：Siは固有抵抗を増加させ、渦電流損の
低下による鉄損低下に有効に寄与する元素であり、特に
低鉄損が要求される大型回転機用の場合では、３％を超
えて含有させる必要がある。一方、４％以上になると鋼
板が脆くなって冷間圧延時に板割れ等の問題を生じる。
よって、Si含有量の範囲を３％を超え４％未満とした。

【００２８】sol.Al：Alは本発明において重要な意味を
もつ元素の一つである。前記のように１％を超えてAlを
含有させると磁気特性に有利な集合組織が発達し、磁化
力の増大は見られない。また鉄損については、電気抵抗
の増分による渦電流損の減少と集合組織の改善によるヒ
ステリシス損の減少が相乗して、急激に減少する。一
方、２％以上になるとAlによる集合組織の改善効果が飽
和するため、Alの増加と共に磁化力は増大し、鉄損の減
少は僅かとなる。すなわち、鉄損特性と励磁特性とのバ
ランスを最も良くするために、Alの範囲を１％を超え２
％未満とした。

【００２９】Mn：Mnは本発明において重要な意味をもつ
元素の一つである。前記のように、従来はＳによる熱間
脆性の防止、およびMnS の粗大化の促進の観点から、Mn
は、 0.2〜1.0 ％まで許容するのが普通であったが、本
発明では 0.1％未満とする。

【００３０】極低Ｓの条件の下において、Mnを 0.1％未
満とすれば、図２で説明したようにリング試料で 1.3Ｔ
の磁束密度において、低鉄損と低磁化力が同時に実現さ
れる。Mnが 0.1％以上では、図２から明らかなように磁
化力が増加する。よって、Mnは、 0.1％未満とした。

【００３１】Ｓ：MnとMnS を形成し、焼鈍時の結晶粒成
長を妨げ、鉄損の低下を阻む方向に作用するとともに、
熱間脆性を引き起こす。また熱延鋼板の再結晶と結晶粒
成長を促進する上でも有害である。特に低鉄損が要求さ
れるため、Ｓは 0.001％以下とした。

【００３２】Mn／Ｓ：前記のように単独でMnとＳを限定
しても、Mn／Ｓが10未満では、熱間脆性をもたらすＳを
MnS として固定することができない。熱間脆性の防止の
観点から、さらにMn／Ｓで10以上とした。

【００３３】なおＰは、特に限定する必要はないが、
0.1％を超えると鋼板が脆化し冷間圧延において破断が
生じ易くなるので、 0.1％以下とすることが望ましい。

【００３４】次に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。

【００３５】上記のような組成の鋼素材は常法に従って
転炉等で溶製され、連続鋳造または造塊−分塊圧延を経
てスラブとされる。次いで、このスラブを熱間圧延し、
その後巻取りを行い、脱スケールの後に焼鈍を行い、１
回の冷間圧延を施して、焼鈍を実施する。熱間圧延以降
の各工程について次に詳述する。

【００３６】熱間圧延、巻取り この工程は圧延仕上温度を700 ℃以上800 ℃以下とし、
巻取温度を600 ℃以下とすることを条件とする。

【００３７】本発明の方法は既述した通り、熱延板の焼
鈍の階段で再結晶及び粒成長を促進させることにより、
磁気特性を向上させるところに重要なポイントがある。
熱延板の焼鈍時に再結晶及び粒成長を十分に促進させる
ためには、熱間圧延終了時に十分な歪が蓄積され、また
その歪エネルギーが巻取りを経た後まで解放されずに残
っていなければならない。熱間圧延は、このような観点
から圧延仕上温度を800 ℃以下とし、巻取りはできるだ
け歪エネルギーが解放されない低い温度とするのが良
い。この場合、圧延仕上温度は、熱延板の焼鈍時の再結
晶及び粒成長の意味からは、800 ℃以下の温度とする上
限限定だけで十分であるが、現実には圧延仕上温度が70
0 ℃を下回ると、圧延負荷が大きくなりすぎ通常の圧延
機では操業が困難となる。以上のことから、熱間圧延仕
上温度は700 ℃以上800 ℃以下とした。

【００３８】巻取温度については、600 ℃を超える場合
には、鋼板内部の歪エネルギーの開放が進むとともに再
結晶も生じ始めて、その後の熱延板の焼鈍時の結晶粒成
長性が悪くなる。従って、巻取り温度は600 ℃以下とし
た。下限は、歪エネルギーの解放抑制という観点から設
ける必要はない。

【００３９】脱スケール 脱スケールは酸洗いで行う場合が多いが、種々の機械的
な脱スケール法、例えばショットブラストやロールベン
ダ等の組合せで行っても良い。脱スケールは熱延板の焼
鈍の前に実施する。

【００４０】熱延板の焼鈍 この工程は、前記の熱間圧延、巻取りを経た熱延板を再
結晶させ、さらに結晶粒を成長させるために施すもので
ある。

【００４１】焼鈍の方法としては、箱焼鈍、連続焼鈍の
いずれでも採用できる。再結晶と結晶粒の成長を安定し
て完了させるには、箱焼鈍の場合800 ℃以上、連続焼鈍
の場合850 ℃以上の温度とする必要がある。焼鈍温度を
800 ℃以上としたのはこれに基づいている。上限につい
ては特に限定する必要はないが、磁気特性改善の効果と
設備費とのバランスの観点から自ずと定まる。すなわ
ち、本来焼鈍温度はその効果の点からは高い方が有利で
あるが、800 ℃を遙に超える温度に設定するには非常に
高価な設備が必要となり、またそうしてもこの場合設備
費に見合うだけの特性改善の効果が見込めない。一般に
は、箱焼鈍の場合は950 ℃以下、連続焼鈍の場合は1000
℃以下が望ましい。

【００４２】冷間圧延 冷間圧延の圧下率は本発明の重要な条件の一つであり、
85％以上とする必要がある。このような高い圧下率で冷
間圧延を行うことにより、製品での磁気特性の板面内異
方性が減少する。上限はもっぱら操業上の制約から決ま
るので限定しない。例えば、板厚が0.5mm の最も一般的
な製品の場合、95％の圧下率を採ろうとすれば熱延板板
厚は10mmであることが必要となるので、この程度が実操
業の限界であり、これ以上の圧下率での冷間圧延は事実
上不可能といえる。

【００４３】冷間圧延後の焼鈍 この焼鈍は、上記冷間圧延後の加工組織を再結晶させる
と共に再結晶粒を十分に粒成長させることを目的とする
もので、普通連続焼鈍が採用される。

【００４４】焼鈍温度としては900 ℃以上1100℃以下と
する。900 ℃未満の低い温度では再結晶しないか、ある
いは再結晶しても粒成長が十分起こらない。一方、1100
℃を超えると粒成長しすぎて、かえって磁気特性、特に
鉄損が悪化する。

【００４５】なお、電磁鋼板を製造する場合、通常は上
記の焼鈍後さらに絶縁コーティングを付与する。本発明
の方法においても、製造の最終工程としてこのコーティ
ング工程を追加することは可能である。

【００４６】

【実施例】表１(1) に示す各化学組成の鋼を転炉で溶製
し、これを連続鋳造により鋳片となし、続いて熱間圧
延、熱延板焼鈍、冷間圧延および連続焼鈍を行った。製
造工程とその条件を表１(2) に示す。なお最終板厚は0.
5mm とした。

【００４７】得られた各鋼板から、外径80mm、内径60mm
の打ち抜きリング試験片を採取して、磁束密度Ｂが 1.3
Ｔのときの磁化力と鉄損の二つの特性を調査した。結果
を表１(2) の右欄に示す。

【００４８】No.1〜No.6は、本発明で定める範囲内の成
分及び製造条件で製造した場合であるが、磁化力は190
Ａ/m以下、鉄損は1.6 Ｗ/kg 以下であり、共に良好な特
性を示している。

【００４９】一方、No.7〜No.11 は、No.6と同じ成分系
であるが、製造条件のいずれかがそれぞれ本発明で定め
る範囲外であり、いずれも本発明例のNo.6と比べて磁化
力、鉄損共に悪い。No.7では、熱延の仕上温度が高すぎ
て熱延板に歪エネルギーの蓄積がなく、熱延板焼鈍時に
再結晶及び粒成長が十分に行われなかったため、特性の
向上が見られない。No.8では、熱間圧延の巻取温度が高
すぎるため、No.7と同じ理由で特性の向上が見られな
い。No.9では、熱延板の焼鈍温度が低すぎるため粒成長
が十分起こらず特性は向上していない。No.11 では、冷
間圧延後の連続焼鈍温度が低すぎるため、十分な粒成長
が起こらず特性の向上が見られない。

【００５０】さらに、No.12 〜No.20 は、No.6と同じ製
造条件であるが、成分系がそれぞれ本発明で定める範囲
外であり、いずれも本発明例のNo.6と比べて、特性が劣
るか、または板に製造できない。

【００５１】No.12 では、Ｃ含有量が高すぎるため磁化
力、鉄損共に悪い。No.13 では、Si含有量が低すぎるた
め鉄損が悪い。No.14 では、Si含有量が高すぎるため冷
間圧延時に破断した。No.15 では、Mn含有量が高すぎる
ため特性に不利な集合組織が発達し、特に磁化力が悪
い。No.16 では、Ｓ含有量が高すぎてMnS などの析出物
が増加したため、特に鉄損が悪い。

【００５２】No.17 では、sol.Al含有量が高すぎるた
め、Alによる集合組織の改善効果が飽和し、磁化力が悪
い。No.18 では、sol.Al量が含有量が低すぎるため、特
性に有利な集合組織が発達しきれず、特に鉄損が悪い。
No.19 では、Ｎ含有量が高すぎるため磁化力、鉄損共に
悪い。No.20 では、Mn／Ｓの値が10よりも低いため熱間
圧延時に破断した。

【００５３】

【表１（１）】

【００５４】

【表１（２）】

【００５５】表２は、No.6（本発明例）とNo.10(比較
例）とについて、一般に行われるエプスタイン試験片
（幅30mm×長さ280mm)での、磁束密度Ｂが 1.3Ｔにおけ
る３種類の圧延方向の磁化力の変動 (異方性) を比較し
て示すものである。冷間圧延の圧下率が低いNo.10 で
は、リング試験片での特性の劣化はNo.6と比べて僅かで
あるが、表２に示すようにこの試験片での圧延方向によ
る磁化力の異方性は、No.10の方が遙に大きいことが明
らかである。

【００５６】

【表２】

【００５７】

【発明の効果】本発明の方法によれば、大型回転機の設
計磁束密度 1.3Ｔ付近で、板面のあらゆる方向に低鉄損
かつ低磁化力の優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼
板を製造することが可能であり、しかも従来技術のよう
に高温のスラブ加熱や２回冷間圧延などの煩雑かつ困難
な工程を経る必要がない。

【図面の簡単な説明】

【図１】sol.Al含有量と磁化力および鉄損との関係を示
す図である。

【図２】２種類のＳレベルにおけるMn含有量と磁化力お
よび鉄損との関係を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：0.003 ％以下、Ｎ：0.003
   ％以下、Si：３％を超え４％未満、sol.Al：１％を超え
   ２％未満、Mn：0.1 ％未満およびＳ：0.001 ％以下を含
   有し、かつ（Mn／Ｓ）≧10を満足し、残部はFeおよび不
   可避的不純物からなる鋼素材を、700 ℃以上800 ℃以下
   の仕上げ温度で熱間圧延した後、600 ℃以下の温度で巻
   取りを行い、次いで脱スケールの後に800 ℃以上の温度
   で焼鈍し、その後更に85％以上の圧下率で１回の冷間圧
   延を行った後、 900〜1100℃の温度で焼鈍を施すことを
   特徴とする鉄損特性と励磁特性に優れた回転機用無方向
   性電磁鋼板の製造方法。