JPH0733544B2 - 表面性状に優れ、且つ磁気特性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、電磁鋼板成品板のリジングを消失せしめ、且
つ磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法に関する
ものである。

（従来の技術） 電磁鋼板は、その用途として電動機、変圧器等の鉄芯と
して積層されることが多く、優れた電磁特性を有する事
は勿論、その他占積率、層間抵抗等が大きく影響する表
面性状も優れていることが要求される。

無方向性電磁鋼板の製造にあたっては、優れた磁気特性
を得、しかも成品収率が向上する方法として、近年連続
鋳造法が多く採用されている。この連続鋳造法を利用す
ると、C,Si等の偏析が少なく、均質な鋳片を製造する上
で優れた製法である。又、従来の造塊法に比べ極めて歩
留が向上することは、周知の事実として知られている。

ところがSiを1.0％以上含有する高珪素鋼板では、最終
成品にリジングとよばれる波状欠陥が発生し、これらは
単に外観を悪くするだけでなく、積層した場合の占積率
を低下させ、実質的に成品から造られるモーターや変圧
器の特性を悪くする為、問題となっている。

このリジング発生機構については、組成の異なる相がバ
ンドを形成し、これに起因して起こる説、圧延に伴う集
合組織が関係しているという説等色々考えられていた
が、近年リジングの現出は集合組織以外の因子、すなわ
ち連続鋳造によって得られた鋳片の粗大柱状晶に起因し
ているという考え方が正当化されているようである。

この点については、本発明者等の長年にわたる研究から
も明らかにされており、鋳片の粗大柱状晶が熱延板に延
伸粒として多く残存すると、最終成品におけるリジング
は大きいという結果を得ている。

リジングを防止する方法として、これまでいろいろ考え
られているが、その基本的考え方は、 （１）鋳片の柱状晶率を減少させる（結晶粒微細化元素
Nb等の添加、低温鋳造、電磁撹拌中での鋳造等）こと。
（２）発生した粗大柱状晶を微細に再結晶させる（γ〜
α変態の有効利用、分塊圧延等）こと。（３）製造工程
の中に焼鈍工程を追加し、延伸粒組織を微細粒に再結晶
させることであり、具体的方法を示すならば、特許第11
02479号に示される方法である。

その内容は連続鋳造された鋳片を1000℃〜1200℃に加熱
した後、粗圧延仕上延を行って熱延板とする場合に、粗
最終パスを900℃以上で、且つ、50％以上の強圧下圧延
で終了し、続く仕上圧延を850℃〜720℃の低温領域で終
えることによって、板厚方向に均一な歪エネルギーを熱
延板に蓄積し、その後の熱延板焼鈍、又は中間焼鈍とい
った最終焼鈍以前の焼鈍において、この歪エネルギーを
再結晶駆動力として利用しようとするものである。

一般的に、Siが1.0％〜3.0％のMid−Siグレードの無方
向性電磁鋼板は、要求鉄損レベルが厳しく、又磁束密度
の多価い材料が要求されており、このため最終焼鈍以前
に１回〜２回の焼鈍工程を付加し、鋼板の再結晶化処理
を強制的に行わせ、最終成品でのリジングのない、且つ
高い磁束密度の無方向性電磁鋼板が造り出されている。

（発明が解決しようとする課題） しかし、最近の周辺技術の向上に従い、最終焼鈍以前に
行う焼鈍工程のみにたよらず、低鉄損で且つ高磁束密度
の磁気特性を引き出す方法の検討が始まっている。

こういった背景の中、低コスト化への要求も厳しく、こ
の焼鈍工程を省略した製造工程が、今後の主流となる事
はまちがいのない状況となってきている。

ところが、この焼鈍工程を省略すると鋼板中の組織の再
結晶化が十分得られず、成品でのリジングの多発、磁束
密度の低下等の問題が起こってきているのが現状であ
る。

本発明は、上記、最終焼鈍工程以前の焼鈍工程のない製
造工程のなかで、最終成品のリジングの発生を消滅せし
め、且つ、良好な磁束密度を得ることを可能とした製造
技術を提供するものである。

（課題を解決するための手段） 本発明は重量比でC:0.02％以下、Si:1.0〜3.0％、Mn:0.
1〜1.0％、Al:1.0％以下及び残部をFeとその他の不可避
不純物よりなる溶鋼から、得られた連続鋳造鋳片を、10
00〜1250℃の温度に加熱した後、粗圧延、仕上圧延を行
って熱延板とし、以降常法に従って一回の冷延と最終焼
鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造法において、上記、粗
圧延開始から仕上圧延開始までの処理時間を、（１）式
Ｘ秒以上とし続く仕上圧延を750℃〜900℃の高温領域で
終えることを特徴とする表面性状に優れ、且つ磁気特性
の良好な無方向性電磁鋼板を製造する方法である。

Ｘ（秒）＝〔130−鋳片等軸晶率（％）〕 ……（１）式 更に本発明はC:0.02％以下、Si:1.0〜3.0％、Mn:0.1〜
1.0％、Al:1.0％以下を含み、且つB:0.0003〜0.0050％
を含有し残部をFeとその他の不可避不純物よりなる溶鋼
から得られた連続鋳造鋳片を用いる表面性状に優れ、且
つ磁気特性の良好な無方向性電磁鋼板を製造する方法で
ある。

以下本発明を詳細に説明する。

第１図は鋳片等軸晶率の算出方法を示したものである。

第２図写真A,Bは粗圧延を終了した仕上圧延前バーの金
相写真（Ｌ断面）を示したもので、鋳片等軸晶率30％の
ものを出発素材とし、粗圧延開始から仕上圧延開始まで
の時間は、写真Ａが80秒、写真Ｂが105秒の場合であ
る。

この写真Ａにみられるとおり、粗圧延開始から仕上圧延
開始までの時間が80秒と短いものは、バー厚の中心付近
に微細に結晶化した組織が板厚の約40％程度の領域に存
在し、残りの部分の大半には鋳片組織でみられた柱状晶
組織が、そのまま圧延中に延ばされて残ったと考えられ
る延伸粒が観察される。

この延伸粒が、成品まで残るとリジングとなることは、
すでに多くの文献で説明されており、公知の事実であ
る。

これに対して写真Ｂに示した如く、粗圧延開始から仕上
圧延開始までの時間を105秒としたものは、バー厚のほ
ぼ全厚にわたって、微細に結晶化した組織が広がってい
ることがわかる。

このような一定の等軸晶率に対して、粗圧延開始から仕
上圧延開始までの時間を増減することによって、延伸粒
の残存比率を制御できることを見い出したわけである。

この現象は、次のようなメタラジーで起こると考えられ
る。

Siを1.0％から3.0％含有する極低炭素鋼は、900℃付近
に変態点を持っている。そしてこれらの材料は、磁気特
性の重要な要素である磁束密度を高めるために、仕上圧
延温度を750℃〜900℃の間で行わせる必要があり、この
ためには、粗圧延温度を900℃〜1100℃の温度領域で行
わせる必要がある。

つまりこの粗圧延温度領域は、変態域に突入していく領
域にあり、微細に結晶化し易い領域と言うことが出来よ
う。しかしこの温度領域に制御するだけでは、バー厚全
厚から、延伸粒を消滅させることは不可能であった。又
これ以上の低温側に粗圧延温度を低下すると、仕上温度
が750℃から900℃に確保出来ない問題もある。

すなわち、900℃から1100℃の温度領域で鋳片からバー
厚までの大圧下量をかけ、数回におよぶパス圧延の間
に、粗圧延での圧下による歪エネルギーを核として起こ
る延伸粒の破砕現象を、パス間毎の時間を或る値よりも
大きく持つことによって積極的に行わせ、これにより仕
上圧延前のバー厚状態で、全厚にわたって延伸粒を消滅
させることが可能となるわけである。

第３図は、鋳片等軸晶率が30％の鋳片に対して、粗圧延
開始から仕上圧延開始までの時間を広範囲にとり、その
時間と成品リジング評点との関係を示したものである。

このリジング評点とは最終成品のＣ断面の表面の凹凸の
ギャップ量をμ単位で読み取ったもので、A:＜４μ、B:
4.0〜5.4μ、C:5.5〜6.9μ、D:＞6.9μと判定したもの
であり、需要家との長年の経験から、Ｂまでを出荷可能
としている。

本例において合格評点A,Bを得ようとすれば、粗圧延開
始から仕上圧延開始までの時間を100秒必要とすること
がわかる。

次にこの粗圧延開始から仕上圧延開始までの時間による
延伸粒の破砕効果が鋳片の等軸晶率にどう影響されるか
を第４図に示す。

第４図にみられるとおり、鋳片の等軸晶率の高いものは
短い時間で、そして低いものは長い時間を必要としてく
る事がわかる。これは成品リジングを発生させる延伸粒
が、鋳片段階での柱状晶の度合いに比例しており、この
部分が少なければ、それだけ粗圧延開始から仕上圧延開
始までの時間による延伸粒の破砕効果が少なくてすむこ
とを意味しているわけである。

本発明者らは、この鋳片等軸晶率と、粗圧延開始時間か
ら仕上圧延開始までの時間と成品リジングとの間に、あ
る関係があることを見出したわけである。そしてこの関
係を実験結果をもとに数式にしたものが（１）式であ
る。

Ｘ（秒）＝〔130−鋳片等軸晶率（％）〕 ……（１）式 つまり、鋳片の等軸晶率が０％の時は、この粗圧延開始
から仕上圧延開始までの時間を130秒以上にすること
で、成品のリジング評点をＢ以下の良好なものにするこ
とが可能であり、又、鋳片の等軸晶率が70％の時は、こ
の粗圧延開始から仕上圧延開始までの時間を60秒以上に
することで、成品のリジング評点をＢ以下の良好なもの
にすることが可能である。

このように、（１）式を満足するＸ秒以上の粗圧延開始
から仕上圧延開始までの時間を確保することで、成品の
リジングの発生を防止できるわけである。

実際に得られる鋳片の等軸晶率は、電磁撹拌装置の普及
および鋳造温度制御技術の向上によって、現在０％から
100％まで可能であるが、鋳造の安定性、設備コストの
関係から、実際には０％から70％までの範囲で製造され
ている。

次に、仕上温度と磁束密度との関係を第５図に示す。

第５図にみられるとおり、熱延板焼鈍を組み込んでいる
工程においては、仕上温度による磁束密度への影響はみ
られないが、熱延板焼鈍、又は最終焼鈍以前に焼鈍を行
わない場合は、この仕上温度と磁束密度との間には相関
関係が見られ、仕上温度が低下する程、磁束密度は劣化
する。

この材料は、900℃前後に変態点をもっており、900℃を
境に低温域ではα相となっている。このα相の内では、
極力高温で保持される時間を長く保つことによって、磁
束密度を向上させる方位が鋼板中に増加していく。

すなわち、仕上温度を750℃から900℃の高温域で処理す
ることによって、熱延板の方位をつかさどる集合組織を
改善し、熱延板焼鈍の省略を可能とせしめたわけであ
る。

ここで、仕上温度の上限を900℃に限定したが、この範
囲内で極力高い温度が磁束密度に対して良いことは言う
までもない。

次に本発明における構成要件の限定理由についてのべ
る。

珪素鋼中のＣ量が0.02％を超えると、成品でのＣ量を低
減させるために長時間の脱炭焼鈍工程が必要となり、著
しく生産性を悪化させるばかりでなく、磁気特性を悪化
させる為、本発明においては鋼中Ｃ量を0.02％に限定し
た。

Si量については、所要の鉄損であるＷ_15/50で＜4.6W/kg
を目標としており、Siの下限値を、1.0％以上とした。
一方、上限値については、通板性を考慮し、3.0％とし
た。

Mnについては、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、上限値の1.0％は経済的理由によ
るものである。又、下限値については、その効力が少な
くなる0.1％とした。

Alについても、珪素鋼の固有抵抗増加による鉄損向上の
ために添加する元素であるが、添加しすぎると板の冷延
性を阻害することと、経済的理由によるもので、上限値
を1.0％とした。

また、むしろ析出分散相として、粒成長を阻害するAlN
の析出を防止し、鉄損を改善させる材料の場合は、Alを
Trにして製造しており、どちらのケースにも応用可能な
技術である為、範囲を1.0％以下とした。

鉄損を出す為には、焼鈍工程での１次粒成長を利用して
成品の結晶粒径を20〜100μまでに大きくして、所定の
鉄損を出すわけであるが、加熱温度が高いとMnS,AlN等
の析出分散相が溶体化し、熱延工程で析出し、上記焼鈍
工程での１次粒成長を阻害して、磁性不良となる。

そこで加熱炉温度は上限値を1250℃に限定した。下限値
については、圧延荷重の能力から1000℃とした。

本発明は、熱延板となった以降、最終焼鈍工程以前に焼
鈍工程を含まない製造工程のものに限定したが、このよ
うな焼鈍工程を一部省略した方法では、所定の磁束密度
が出にくいため、磁束密度が出やすい温度領域を限定し
た。

750℃未満では十分な磁束密が得られない。また900℃超
では、仕上圧延機内でα域とγ域との２層域圧延とな
り、極めて圧延性が悪化すること、及び磁束密が飽和し
てしまうことにより、上限温度を900℃とした。

析出分散相であるAlNは、成品の粒成長を著しく阻害す
ることは周知の事実であるが、これを防ぐためにはＮと
親和力の強いＢを添加し、鋼中にBNを生成させ、Alと反
応するＮを取り除く。

本発明は、これらＢ添加の効果を発揮させるため、Ｂの
範囲を0.0003％から0.0050％とした。下限の0.0003％未
満となると、上記Ｂ添加の効果が発揮されなくなり、
又、上限の0.0050％については経済的理由によるもので
ある。

（実施例１） 重量比でC:0.0025％、Si:1.5％、Mn:0.25％、P:0.02
％、S:0.003％、sol.Al:0.33％で、残部を鉄及び不可避
不純物よりなる溶鋼を、湾曲型連続鋳造機にて鋳造し、
250mm厚の鋳片を鋳造した。この鋳片を出発素材に、110
0℃の温度に加熱した後、粗圧延開始から仕上圧延開始
までの時間を第１表に示すように変更した。

特に、鋳片については、電磁撹拌装置を使用し、鋳片内
部の等軸晶比率を変化させ、熱延条件との相関関係を評
価してみた（10％以上は鋳片電磁撹拌装置を使用し
た）。

鋳片の等軸晶率、熱延条件、熱延以降通板条件、成品の
リジング、磁気特性結果、総合判定を同じく第１表に示
す。

比較例１は、鋳片等軸晶率を０から70％に変化させたも
のを出発材料として粗圧延開始から仕上圧延開始までの
時間を第１表に示すように、（１）式より算出される値
よりも少なくしたものの結果であるが、みられるとおり
いずれの等軸晶のものも、成品で問題となる評点Ｃ以上
のリジングが発生している。

尚、磁束密度については、本発明の温度範囲で仕上圧延
を実施しており良好な結果が得られた。

（実施例２） 重量比でC:0.0025％、Si:1.5％、Mn:0.25％、P:0.02
％、S:0.003％、sol.Al:0.03％、B:0.0020％で、残部を
鉄及び不可避不純物よりなる溶鋼を湾曲型連続鋳造機に
て鋳造し、250mm厚の鋳片を鋳造した。この鋳片を出発
素材に、1100℃の温度に加熱した後、粗圧延開始から仕
上圧延開始までの時間を第２表に示すように、（１）式
を満足する時間に制御し、特に仕上圧延温度を700℃か
ら1000℃間で変化させた。

鋳片については、電磁撹拌装置を使用し、鋳片内部の等
軸晶比率を変化させ、熱延条件との相関関係を評価して
みた（10％以上は鋳片電磁撹拌装置を使用した）。

鋳片の等軸晶率、熱延条件、熱延以降通板条件、成品の
リジング、磁気特性結果、総合判定を同じく第２表に示
す。

比較例２は、鋳片の等軸晶率を０から50％に水準を振
り、各々の鋳片の等軸晶率の値から、（１）式を満足す
る粗圧延開始から仕上圧延開始までの時間を確保した上
で、仕上圧延温度を750℃以下のものと、900℃以上の領
域に水準を振り、実験を行った結果を示す。

第２表にみられるとおり750℃以下の場合は磁束密度が
著しく低下している。また、900℃以上の場合には、磁
束密度は良好材と同等レベルのものが得られるものの、
仕上圧延の通板性が、二相域圧延となって不安定となっ
た。

尚、成品のリジングは比較材も評点Ａの良好なものが得
られた。

また、Ｂ添加によってsol.Al値を低下させてもAlNの有
害性を防止でき、実施例１よりも良好な鉄損が得られて
いる。

（発明の効果） 以上述べたようにこの発明によれば、熱延工程の粗圧延
開始から仕上圧延開始までの時間を、鋳片の等軸晶比率
にみあって適切に制御することと、これに続く仕上圧延
温度を750℃から900℃の範囲に制御することによって、
成品でのリジングの発生のない、且つ磁束密度の良好な
無方向性電磁鋼板の製造を実現できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋳片Ｃ断面をバフ研磨し、その後マクロエッ
チしたものの鋳片内部組織を観察し、等軸晶と柱状晶の
厚み比率から等軸晶比率を算出する方法を示す模式図、
第２図は、鋳片等軸晶率が30％のものを出発材料とし
て、圧延開始までの時間を80秒（写真Ａ）と105秒（写
真Ｂ）の２水準に振り、各々の仕上圧延前のバー厚の状
態でＬ断面のマクロエッチを行った金属組織の顕微鏡写
真、第３図は、鋳片等軸晶率が30％のものを出発材料と
して、粗圧延開始から仕上圧延開始までの時間を80秒か
ら115秒の間で水準を振った時の、最終成品でのリジン
グ評点付けしたものの散布図表、第４図は、製鋼で鋳片
等軸晶率を０％から70％までに水準を振り、熱延では粗
圧延開始から仕上圧延開始までの時間を50秒から135秒
までの間で水準を振り各々の材料の最終成品でのリジン
グ評点付けしたものの散布図表、第５図は、仕上圧延温
度を700℃から960℃までの間で水準を振り、得られた熱
延板を熱延板焼鈍の有無に別けて最終成品まで通板した
時の磁束密度と仕上圧延温度との関係を示した図表であ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 米園 史郎 大分県大分市大字西ノ洲１ 新日本製鐵株 式会社大分製鐵所内 (72)発明者 園山 栄 大分県大分市大字西ノ洲１ 新日本製鐵株 式会社大分製鐵所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量比で C:0.02％以下 Si:1.0〜3.0％ Mn:0.1〜1.0％ Al:1.0％以下 残部をFeとその他の不可避不純物よりなる溶鋼から得ら
   れた連続鋳造鋳片を、1000〜1250℃の温度に加熱した
   後、粗圧延、仕上圧延を行って熱延板とし、以降常法に
   従って一回の冷延と最終焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の
   製造法において、上記粗圧延開始から仕上圧延開始まで
   の処理時間を、 （１）式Ｘ秒以上とし、続く仕上圧延を750℃〜900℃の
   高温領域で終えることを特徴とする表面性状に優れ、且
   つ磁気特性の良好な無方向性電磁鋼板を製造する方法。 Ｘ（秒）＝〔130−鋳片等軸晶率（％）〕 ……（１）式
2. 【請求項２】重量比で C:0.02％以下 Si:1.0〜3.0％ Mn:0.1〜1.0％ Al:1.0％以下 B:0.0003〜0.0050％ 残部をFeとその他の不可避不純物よりなる溶鋼から得ら
   れた連続鋳造鋳片を用いる請求項１記載の表面性状に優
   れ、且つ磁気特性の良好な無方向性電磁鋼板を製造する
   方法。