JPH0713262B2

JPH0713262B2 - 軟磁気特性の優れた珪素鉄板の製造方法

Info

Publication number: JPH0713262B2
Application number: JP21599786A
Authority: JP
Inventors: 一秀中岡; 芳一高田; 淳一稲垣; 昭日裏
Original assignee: 日本鋼管株式会社
Priority date: 1985-06-14
Filing date: 1986-09-16
Publication date: 1995-02-15
Anticipated expiration: 2010-02-15
Also published as: JPS62103321A; WO1986007390A1; EP0229846A4; JPH0586455B2; DE3684443D1; JPS63219524A; US4773948A; EP0229846A1; KR870700235A; EP0229846B1; KR910000010B1

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕この発明は軟磁気特性の優れた珪素鉄板の製造方法に関
する。

〔従来の技術及びその問題点〕

従来、電力用の磁心や回転機用の材料としてSi含有量が
4wt％未満の珪素鉄合金が多量に使用されている。しか
し、この種の珪素鉄合金は、普通鋼と比較して冷間圧延
時において所謂エツジクラツクが生じ易く、このためス
トリツプの破断確率が高く、圧延能率及び歩留りが悪い
という問題がある。

このような問題に対し、例えば特開昭58−196115号や特
開昭61−132205号に示されるような圧延方法が提案され
ているが、これらの方法を実施するには通常の圧延設備
に対し設備の増強を必要とする欠点がある。

本発明はこのような問題に鑑み、特別な設備的負担を必
要としないで、珪素鉄板の冷間圧延性を磁気特性を害す
ることなく改善することができる方法を提供せんとする
ものである。

〔問題を解決するための手段〕

このため本発明は、冷間圧延前の製造条件を最適化する
ことにより、珪素鉄合金の冷間圧延性を改善するように
したものである。

本発明においては、まず、Si:1wt％以上、4wt％未満、M
n:0.5wt％以下、P:0.1wt％以下、S:0.02wt％以下、Al:2
wt％以下を含有する鉄合金を溶製する。この合金を造塊
または連続鋳造により鋳造後、分塊及び粗圧延または粗
圧延を1000℃以上、累積圧下率50％以上で行い、更に仕
上熱間圧延を下記するような所定の条件で行つた後750
℃以下で巻取る。次いで熱延板表面のスケールを酸洗或
は研削等の手段により除去する脱スケール処理を施し、
必要に応じてトリミングを施した後、冷間圧延または温
間圧延を行う。次いで、このようにして得られた冷延板
（温間圧延によるものを含む）に磁気特性を付与するた
めの焼鈍を施す。この焼鈍は冷延板を800℃以上の温度
に加熱して行う。

また、冷間加工性等の向上を目的として、仕上熱延後、
脱スケール処理の前または後において750℃以下の熱延
板焼鈍を行うことができ、また同様の目的の下に、上記
熱延板焼鈍とは別に或は熱延板焼鈍とともに、冷間圧延
または温間圧延の途中で750℃以下の中間焼鈍を行うこ
とができる。

本発明において最も特徴的なのは、仕上熱間圧延条件で
あり、1100℃以下で累積圧下率Ｒ（％）の圧延を施し、
750℃以下で巻取るものである。

この累積圧下率Ｒ（％）は次のように定義される。

ｄ（mm）を仕上熱間圧延前の平均結晶粒径とし、λ_０が
次式で与えられる時、 λ_０＝1.90−0.26×Si（wt％）ｄ＞λ_０ならばＲ（％）≧（１−λ_０/d）×100 ｄ≦λ_０ならばＲ（％）≧０ここで、Ｒ（％）＝０の場合は、当然に仕上熱間圧延を
行わないことになるが、本発明法はこのような仕上熱間
圧延を行なわない場合も含む。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明者らは上記した珪素鉄板の冷間圧延性改善につい
て種々の実験・研究を行つた結果、仕上熱間圧延前の組
織に応じて仕上熱間圧延条件を選定すれば冷間圧延性の
優れた熱延板が得られること、更には、珪素鉄板の冷間
圧延性は一つの熱延板組織パラメータにより規定される
ことを見い出した。

第１図に仕上熱間圧延前の平均結晶粒径ｄ（mm）を横軸
に、仕上熱間圧延時の累積熱延圧下率Ｒ（％）を縦軸に
とつた場合の3.2wt％珪素鉄合金の冷間圧延性を示す。
このグラフは50Kgインゴツトをもとに、種々の方法で平
均結晶粒径の異なるサンプルを作成し、それらを1000℃
で均熱後６パスで各累積圧下率だけ仕上熱間圧延して得
たものである。なお、仕上げ温度は675±22℃である。
図中、○印は上記熱延板を累積圧下率90％で冷間圧延し
た場合、ストリツプエツジ部に割れが発生せず、冷間圧
延性が良好であることを示しており、×印はエツジ部に
長さ数mmのクラツクが発生し、冷間圧延が不良であつた
ことを示している。この図から、仕上熱間圧延前の平均
粒径ｄ（mm）が大きいと、熱間圧下率を大きくしないと
冷間圧延できない（例えば平均粒径3.3mmの場合、約70
％以上の累積熱延圧下率が必要）のに対して、平均粒径
が小さくなると仕上熱間圧延時の熱延圧下率は小さくて
も冷間圧延性が良好（例えば平均粒径1.75mmの場合、累
積熱延圧下率40％でも冷間圧延可能）となること、仕上
熱間圧延前の平均粒径がある値以下ならば仕上熱間圧延
することなしに冷間圧延性が良好となることがわかる。

前述した仕上熱間圧延で得られる組織は圧延方向に結晶
粒が展伸した繊維状、もしくは層状の組織であるのに対
して、第１図で仕上熱間圧延時の累積圧下率がゼロの場
合の材料の組織はポリゴナルである。この結果から冷却
圧延性はこのような組織の違いによらず、板厚方向平均
粒界間隔λ（mm）という組織パラメータを導入すると統
一的に説明できることが判明した。λは繊維状（層状）
組織の場合、板厚方向の平均粒径に相当し、ポリゴナル
組織の場合は平均粒径そのものである。ところで、この
合金系の再結晶温度は1000〜1100℃である。このため圧
延開始温度1100℃以下の仕上熱間圧延で得られる繊維状
（層状）組織のλは、この温度領域では再結晶がほとん
ど起こらず結晶粒が単に板厚方向に一様につぶされるだ
けのため、仕上熱間圧延前の平均粒径と累積熱延圧下率
により計算される値とよく合う。第１図の曲線はλが1.
0mmとなるために必要な累積熱延圧下率を算出しプロツ
トしたものである。この曲線は冷間圧延可能域と不可能
域の境界と非常に良い一致を示す。これにより3.2wt％
珪素鉄合金ではλを1.0mm以下にすれば結晶粒の形によ
らず冷間圧延可能となることがわかる。このλ＝1.0mm
を臨界値と考えλ_０で表わすとλ_０は珪素含有量により
変化する。即ち、1wt％以上−4wt％未満の珪素を含有す
る合金について第１図と同様の試験によりλ_０を求めた
結果、第２図が得られた。この結果からλ_０を珪素含有
量の関数として表わすと、 λ_０＝1.90−0.26×Si（wt％）となる。

以上の結果により冷間圧延可能な熱延板を製造する仕上
熱間圧延条件を明らかにすることができた。しかし通常
の製造工程で得られるインゴツト或いは連続鋳造スラブ
の平均結晶粒径は粗大なものであり、仕上熱間圧延で板
厚方向平均粒界間隔をλ_０以下まで細粒とするために
は、その累積圧下率が極めて大きくなり熱間圧延段階で
割れてしまう。そこで仕上熱間圧延前にインゴツト或は
連続鋳造スラブの組織を微細化することが必要となる。
組織の微細化方法として、繊維状（層状）組織を形成さ
せることでも、ある程度の微細化は達成されるが、再結
晶を利用すれば、より効果的に細粒化される。本発明者
等の行つた検討結果によれば、1000℃以上で50％以上の
熱間圧延を行えば珪素鉄合金を割れのない状態で細粒化
することができた。このように仕上熱間圧延前に分塊圧
延もしくは粗圧延として前記条件の熱間圧延を行うこと
によりインゴツトもしくは連続鋳造スラブを用いて仕上
熱延に供する中間素材（粗バー材）を得ることが可能と
なる。

以上の知見をまとめると次のようになる。

珪素鉄板の冷間圧延性は冷間圧延前の板厚方向平均
粒界間隔λ（mm）に依存する。

上述した板厚方向平均粒界間隔を珪素含有量によつ
て決められる或る臨界値λ_０（mm）以下にすれば、優れ
た冷間圧延性が得られる。

上述したλ_０を実現するように仕上熱間圧延条件は
規制されるが、それらは仕上熱間圧延前の平均粒径ｄに
応じて決定されなければならない。即ち、再結晶が起こ
らない1100℃以下の仕上熱間圧延ではλ_０とｄの値から
幾何学的に決められる値｛（１−λ_０/d）×100
（％）｝だけ圧下することが必要である。

上記圧下率の仕上熱間圧延を実現するためには、粗
圧延もしくは分塊圧延による細粒化が必要であり、1000
℃以上累積圧下率50％以上の圧延により細粒化が達成さ
れる。

粗圧延等の条件により上述したλ_０（mm）よりも小
さい板厚方向平均粒界間隔が得られるならば、その材料
はそのままで（仕上熱間圧延することなしに）優れた冷
間圧延性を示す。

本発明は以上のような知見に基づくもので、以下各限定
条件及びその他の条件を詳細に説明する。

鋼の組成本発明は、通常使用されるSi含有量1wt％以上、4wt％未
満の珪素鉄板の製造をその目的としており、このためSi
は1wt％〜4wt％未満とする。

Mnは、不純物元素としてのＳを固定するために添加され
る。但しMn量が増加すると加工性が劣化すること、更に
MnSが多くなると軟磁気特性に対して悪い影響を与える
ことからMn≦0.5wt％とする。

Ｐは、鉄損低下を目的として添加される。しかしなが
ら、Ｐ量が多くなると加工性が劣化するためＰ≦0.1wt
％とする。

Ｓは、上述したように、できるだけ劣ないことが望まれ
る。そこで本発明ではＳ≦0.02wt％と限定する。

Alは、鉄鋼時脱酸のために添加される。更にAlには軟磁
気特性を劣化させる固溶Ｎを固定し、更に鋼中に固溶す
ることにより電気抵抗を上昇させることが知られてい
る。また、Alを添加することにより、析出するAlNの大
きさを磁壁の移動に対する抵抗がほとんど無くなるまで
に粗大化することができる。しかしながらAlを多量に添
加すると加工性が劣化し、更にコストが上昇するためAl
≦2wt％と限定する。

なお、Ｃは製品の鉄損を増大させ、磁気時効の主原因と
なる有害な元素であり、また加工性を低下させるため少
ない方が望ましい。しかしながら、ＣはFe−Si系平衡状
態図のγループ拡大元素であるため、珪素含有量によつ
て決まる一定量を添加されると冷却途中にγ−α変態点
が現われるようになり、それを利用した熱処理が可能と
なる。このためＣは1wt％以下が好ましい。

分塊圧延・粗圧延条件鋳造された合金は、通常、造塊鋳片の場合には分塊圧延
及び粗圧延が、また連鋳片の場合には粗圧延が施され
る。そして、再結晶による微細化を行うため、これらの
粗圧延条件が決定される。珪素含有鉄合金スラブの場合
1000℃以下では再結晶が起こらず、更にこの温度範囲で
強圧下圧延を行うと割れが発生するため圧延温度を1000
℃以上とする。更に充分な細粒化を達成するには50％以
上の歪が必要なため、累積圧下率を50％以上と規定す
る。

仕上圧延条件既に詳説したように繊維状（層状）組織を形成させるこ
とを前提とすると、1100℃以下で圧延を開始することが
必要となる。この時、累積圧下率をＲ（％）とするとλ
はｄとＲとにより幾何学的に決まつてしまうためλ≦λ
_０を満足させるようＲ≧（１−λ_０/d）×100（％）と
する必要がある。しかし、粗圧延またはその他の手段に
よりｄ≦λ_０となつた場合、冷間圧延性からみると仕上
熱間圧延する必要はないが、運用上の要請その他により
圧延する必要があることが多く、このような場合にはＲ
≧０とする。ポリゴナルな組織を形成してもλ≦λ_０で
あるならば冷間圧延することが可能である。

また、巻取温度を750℃以下と規定した理由は、それ以
上の温度で巻取つた場合、コイル冷却中に再結晶及び粒
成長が起こるためである。

熱延板焼鈍条件仕上熱間圧延後、熱延板焼鈍を行う目的は冷間加工性の
向上と脱炭にある。前者については、焼鈍後λ≦λ_０を
満たす範囲であれば再結晶が生ずる温度まで加熱しても
よいが、好ましくは回復だけが生ずる温度域で行うこと
が推奨される。即ち、回復により明瞭なセル構造が形成
されると、セルの系をλとみなすことが可能なため、更
に冷間加工性が改善される。珪素含有鉄合金の場合、静
的再結晶温度は組成により多少変化するが、ほぼ750℃
以上であるため、熱延板焼温の温度は750℃以下が好ま
しい。表面酸化皮膜による脱炭も600〜800℃の温度域で
生じる。このような理由から熱延板焼鈍温度を750℃以
下と限定する。

中間焼鈍条件冷間圧延（または温間圧延）の途中で行われる中間焼鈍
も熱延板焼鈍と同じく圧延性を向上するために行われる
ものであり、その焼鈍温度も同様の理由で750℃以下に
限定する。

冷延（または温間圧延）及び焼鈍条件熱延板は、冷間圧延ではなく、圧延時の板温が400℃以
下であるような温間圧延してもよく、このような温間圧
延は圧延性の改善に有効である。

冷間圧延後行われる焼鈍は鉄板に磁気特性を付与するた
め行われるもので、この焼鈍は鉄板を800℃以上に加熱
して行われる。焼鈍温度が800℃未満では結晶粒が微細
なため優れた磁気特性が得られない。

〔実施例〕

実施例1. 第１表に示す化学成分の珪素鉄合金スラブを第２表に示
す条件で熱延し、脱スケール後、75％の圧延率で冷間圧
延を行つた。そして冷延後コイル全長に亘りエツジクラ
ツク発生の有無を調べた。その結果を第２表に合せて示
す。

実施例2. 第３表に示す成分からなる珪素鉄合金スラブを、第４表
に示す条件で粗圧延し、続いて、スラブ温度が所定の温
度に達した段階で直ちに仕上圧延を行つた。なお、この
仕上圧延条件は、圧延開始温度950℃、終了温度780℃、
累積圧下率95％（一定）とした。

次いで、上記熱延板を酸洗してスケールを除去した後、
板厚0.5mmまで冷間圧延し、エツジクラツク（長さ10mm
以上）の有無を調べた。また、粗圧延時のクロツプサン
プル及び熱延コイルから検鏡サンプルをそれぞれ採取
し、Ｌ方向断面の板厚方向断面組織を調べた。これらの
結果を第４表に示す。

第４表に示すように、本発明で規定する仕上圧延条件内
で圧延を行つても粗圧延を所定の条件（1000℃以上、圧
下率50％以上）で行わなければ良好な冷間圧延性は得ら
れない。

実施例3. 第５表に示す成分からなる珪素鉄合金スラブ（厚さ150m
m）を均熱炉内で1250℃に加熱し、累積圧下率80％で圧
延した。続いて第６表に示す条件で仕上圧延し、酸洗
後、板厚0.5mmまで冷間圧延し、エツジクラツク（長さ1
0mm以上）の有無を調べた。

第６表に示したように、仕上圧延が1100℃より高温で開
始される比較例では、仕上圧延の累積圧下率が本発明で
規定する範囲内であつても、良好な冷間圧延性は得られ
ない。これは、仕上圧延時再結晶が起こることにより、
冷延前組織の均一性が悪くなることによるものである。

実施例4. 第５表に示したNo.3の珪素鉄合金スラブ（厚さ150mm）
を均熱炉内で1150℃に加熱し、累積圧下率80％で厚さ30
mmの粗バーとした（圧延終了温度＝1028〜1040℃）。こ
の粗バーについて、クロツプ切断後、仕上圧延を板温95
0℃で開始し、累積圧下率80％及び70％で各々圧延し
た。なおこの仕上圧延では、圧延仕上温度:820〜845
℃、巻取温度:650℃とした。

このようにして得られた熱延板について、次の３通りの
方法により圧延を実施し、得られた冷延板についてエツ
ジクラツク（長さ10mm以上）の有無を調べた。

累積圧下率80％、70％で各仕上圧延したコイルを酸
洗後、0.5mm厚まで冷間圧延した（第７表中No.1、No.
6）。

累積圧下率80％で仕上圧延したコイルについてコイ
ル分割・酸洗した後、20％H₂−N₂Bal雰囲気中で750℃×
５分と780℃×５分の各条件で熱延板焼鈍を施し、しか
る後0.5mm厚まで冷間圧延した（第７表中No.2、No.
3）。

累積圧下率80％で仕上圧延したコイルについてコイ
ル分割・酸洗した後、1mmの中間板厚まで冷間圧延し、
次いで750℃×３分及び780℃×３分の各条件で中間焼鈍
を行つた後、0.5mm厚まで冷間圧延した（第７表中No.
4、No.5）。

第７表に示すように、所定の条件で熱延板焼鈍或いは中
間焼鈍を施すことにより冷延性がより向上する。しか
し、上記焼鈍を所定の条件を超える温度で行つた場合
（No.3、No.5）には、圧延前組織の均一性が害され、却
つて冷延性が劣つている。

【図面の簡単な説明】

第１図は仕上熱間圧延前の平均結晶粒径と仕上熱間圧延
時の累積圧下率との関係において割れの発生しない範囲
を示すグラフ、第２図はSi量とλ_０の関係を示すグラフ
である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Si:1wt％以上、4wt％未満、Mn:0.5wt％以
下、P:0.1wt％以下、S:0.02wt％以下、Al:2wt％以下を
含有する鉄合金を溶製し、造塊または連続鋳造により鋳
造後、1000℃以上で累積圧下率50％以上の分塊及び粗圧
延、または粗圧延を行い、更に仕上熱間圧延前の平均結
晶粒径ｄに応じて1100℃以下で下式に示す累積圧下率Ｒ
の仕上熱間圧延を行い、750℃以下で巻取り、脱スケー
ル処理後冷間圧延または温間圧延を施し、次いで焼鈍す
ることを特徴とする軟磁気特性の優れた珪素鉄板の製造
方法。ｄ（mm）を仕上熱間圧延前の平均結晶粒径とし、λ_０が
次式で与えられる時、 λ_０＝1.90−0.26×Si（wt％）ｄ＞λ_０ならばＲ（％）≧（１−λ_０/d）×100 ｄ≦λ_０ならばＲ（％）≧０
【請求項２】仕上熱延後、脱スケール処理の前または後
に、750℃以下の熱延板焼鈍を行うことを特徴とする特
許請求の範囲（１）記載の軟磁気特性の優れた珪素鉄板
の製造方法。
【請求項３】冷間圧延または温間圧延の途中で750℃以
下の中間焼鈍を行うことを特徴とする特許請求の範囲
（１）または（２）記載の軟磁気特性の優れた珪素鉄板
の製造方法。