JPH0742507B2 - 磁気特性の優れた薄手一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） この発明は、トランス等の鉄心に用いて好適な磁気特性
とくに磁束密度に優れた薄手一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） 一方向性電磁鋼板は、主にトランスやその他の電子機器
の鉄心材料として使用され、磁束密度が高く、かつ鉄損
の低いことが要求される。鉄損を下げるには、Si量を増
して素材の固有抵抗を高め渦電流損を下げる方法と成品
板厚を薄くして渦電流損を下げる方法とがある。板厚を
低減する場合、例えば化学研磨によって薄くするという
ような方法では、工業的規模での生産としては歩留りの
低下が甚だしい。従って、いかにして圧延により薄くす
るかが問題となるが、薄くすると仕上げ焼鈍時の二次再
結晶が不安定となり、0.23mm以下の板厚で磁気特性の優
れた成品を工業的に生産することは、通常は不可能であ
る。このため薄板化に当たっては、冷延途中でAlNの微
細析出処理を行ったり（特開昭59−126722号公報）、Sn
を添加し、かつ熱間圧延工程の条件を厳しくする（特開
昭60−197819号公報）ことにより、二次再結晶の安定化
を図っている。

（発明が解決しようとする課題） しかしながら、前者では工程が複雑化し、また後者では
二次再結晶は安定するもののコストが高くなり、さらに
は磁束密度が低下するところに問題を残していた。

この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、１回
の冷延で磁気特性の優れた薄手一方向性電磁鋼板を工業
的に安定して生産することができる方法を提案すること
を目的とする。

（課題を解決するための手段） すなわちこの発明は、 C:0.02〜0.1wt％（以下単に％で示す）、 Si:2〜４％、 Mn:0.05〜0.10％、 sol.Al:0.01〜0.065％、 Se:0.01〜0.10％、 N:0.003〜0.015％および Sb:0.01〜0.20％ を含有するスラブを、板厚:1.6mm以下まで熱間圧延し、
500℃以下の温度で巻き取ったのち、83〜90％の圧下率
で冷間圧延を施して0.15〜0.25mmの最終板厚に仕上げ、
ついで脱炭焼鈍後、700〜840℃の温度範囲で10〜100時
間保持したのち、５〜50℃/hの昇温速度で純化焼鈍の温
度域まで加熱し、しかるのち純化焼鈍を施すことからな
る磁気特性の優れた薄手一方向電磁鋼板の製造方法であ
る。

以下、この発明の基礎となった実験結果について説明す
る。

供試材には、インヒビターとしてAlとSe,Sbとを含む鋼
種ＡおよびAlとＳとを含む鋼種Ｂを用いた。それぞれの
化学成分は第１表に示すとおりである。

上記の各鋼塊を、1420℃で28分間均熱して十分にAlN,Mn
S,MnSeを固溶させたのち、熱間圧延を施して2.7mmの板
厚としてから、490℃で巻取り、ついで冷間圧延によっ
て1.5mm厚に仕上げ、その後1100℃、１分間の中間焼鈍
後、急冷したのち、0.23mmの最終板厚まで冷間圧延し、
840℃で脱炭焼鈍を行ったのち、MgOを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布した。仕上げ焼鈍は、所定の各温度で30時
間保定後、鈍化焼鈍の温度域まで10℃/hの昇温速度で昇
温し、その温度で鈍化焼鈍を行った。

第１〜４図に、鋼種ＡおよびＢそれぞれにつき、保定温
度と磁束密度および鉄損との関係について調べた結果を
示す。なお図中、矢印の範囲は標準偏差である。

鋼種Ａでは、保定温度が700〜840℃の範囲で安定した高
磁束密度、低鉄損の成品が得られた。

一方、AlとＳを含む鋼種Ｂでは、鋼種Ａに比べ全般的に
磁束密度が低いだけでなく、保定温度が上がるに従って
磁束密度は低下した。

Al,Se,Sbを素材中に含む場合に、上述したような仕上げ
焼鈍によって高い磁束密度が得られる理由は、次のとお
りと考えられる。

すなわち、700〜840℃での保定中に方位の優れた二次再
結晶核が生成し、この段階で生成した方位の優れた二次
再結晶核が保定後の昇温中に成長する結果、高磁束密度
が得られるものと考えられる。

この点につき、いま少し具体的に説明すると、素材中に
Se,Sbを含まない鋼種Ｂの場合には、700〜840℃での保
定中にMnS,AlNといった析出物が粗大に成長してインヒ
ビターの抑制力が失われてしまい、その結果磁束密度は
逆に低下するものと考えられる。これに対し、素材中に
Se,Sbを含む場合には、MnSeがMnSに比べて保定中の析出
物の成長速度が遅いだけでなく、Sbが表面に濃化して仕
上げ焼鈍雰囲気の影響を和らげることから、AlNの分
解、粗大化を抑えることができ、それ故素材中にSe,Sb
を含む場合は700〜840℃の保定中にインヒビター抑制力
が維持される結果、核生成処理の効果が上がるものと考
えられる。

このように、仕上げ焼鈍条件を適正化することにより、
Al,Se,Sb系インヒビターを用いた場合において良好な磁
気特性を有する薄手の一方向性電磁鋼板が得られること
が判明したが、かかる薄手の一方向性電磁鋼板の製造に
おいては、集合組織を適正化するために、最終冷延圧下
率を83〜90％にする必要があり、冷延工程では２回の圧
延が必要であった。この場合は、熱延板を常法の熱間圧
延で製造する場合、薄手化のためには熱延温度が低下し
すぎるために、インヒビターの析出に何らかの不適合が
生じるためと考えられる。

しかしながら２回の冷延が１回の冷延で済むならば、そ
の工程省略に伴う経済効果は極めて大きいため、その方
法について検討した。

第１表の鋼種Ａと同じ化学成分になる鋼塊をサンプルに
用い、これを第２表に示す条件で熱間圧延を行い、その
後1100℃,1分の焼鈍を施したのち、急冷し、同じく第２
表に示す条件で冷間圧延を行った。なお冷延途中には30
0℃,2分の時効処理を施した。

その後、湿潤水素雰囲気において840℃で脱炭焼鈍を施
したのち、MgOを主成分とする焼鈍分離材を塗布してか
ら、仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍は、次のA,B二つ
の方法で行った。

方法A:30℃/hで800℃まで昇温し、その温度に30時間保
定したのち、20℃/hで純化焼鈍温度まで昇温し、その温
度で純化焼鈍する方法。

方法B:30℃/hで700℃まで昇温後、保定せずに15℃/hで
鈍化焼鈍温度まで昇温し、その温度で純化焼鈍する方
法。

かくして得られた各成品の磁気特性について調べた結果
を第２表に併記する。

第２表から明らかなように、熱延板の板厚を薄くすると
共にコイルの巻取り温度を下げ、かつ仕上げ焼鈍パター
ンを特定した場合（条件１）のみ、良好な磁気特性が得
られた。これに対し、仕上げ焼鈍を従来法で行った場合
（条件４）や冷延圧下率が高すぎる場合（条件２）に
は、二次再結晶が起きないことがわかる。

なお上記の実験では、インヒビターとしてAl,Se,Sbを含
有する素材を用いた場合について示したが、Al,Sを用い
たものでは二次再結晶が起きない。これは熱延板板厚を
薄くすることに伴って冷却が早まり、AlNの析出が熱延
段階で起こるためである。この点、Al,Se,Sb系ではAlN
の析出挙動がAl,S系の場合とは異なり、熱延時には析出
が起こらないので二次再結晶が良好に進行する。

次に、適正なコイル巻取り温度についての実験結果を以
下に示す。

第１表の鋼種Ａと同じ化学成分になる鋼塊を、1420℃で
28分間で加熱後、熱間圧延を施して1.5mmの板厚として
から、400〜600℃の範囲の種々の温度で巻取り、ついで
1100℃で１分間の焼鈍後、急冷し、300℃,2分間の時効
処理を含む冷延によって板厚を0.17mmとし、840℃の湿
潤水素雰囲気中で脱炭焼鈍を行ったのち、MgOを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、前記の方法Ａで仕上げ焼鈍
を施した。

得られた成品の磁束密度を、コイル巻取り温度との関係
で第５図に示す。

同図より明らかなように、500℃以下で巻き取った場合
に良好な磁気特性が得られている。

ここにコイル巻取り温度を500℃以下にすることによっ
て良好に二次再結晶が進行する理由は定かではないが、
Sbの粒界偏析に起因するためと考えられる。つまり熱延
時の圧下率が高いほど熱延板の結晶粒径が微細になり、
そのため粒界密度が増す。コイルの巻取り温度が500℃
より高い場合は、コイルの冷却中にSbが粒界偏析してし
まい、仕上げ焼鈍の際に効果的に表面濃化しにくいた
め、仕上げ焼鈍条件を適正化してもその効果が得られな
いと考えられる。

（作 用） この発明において、成分組成範囲を前記の範囲に限定し
た理由は次のとおりである。

C:0.02〜0.1％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組織の均一微細化ならび
にゴス方位の発達に有用な元素であるが、0.02％未満で
は良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.1％を超え
ると脱炭不良となり磁気特性が劣化するので、0.02〜0.
1％の範囲に限定した。

Si:2〜４％ Siは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効に寄与する
が、２％未満では電気抵抗が低くて良好な鉄損が得られ
ず、一方４％を超えると冷間加工性が著しく劣化するの
で、２〜４％の範囲に限定した。

Mn:0.05〜0.10％、Se:0.01〜0.10％ MnとSeは、インヒビターMnSeを形成させるために必要な
元素であり、インヒビターとしての機能を発揮させるた
めには、0.05〜0.10％のMnを必要とする。次にSeは、0.
01％未満ではインヒビター量が不足し、一方0.10％を超
えると鈍化焼鈍での脱Seが困難となるため、0.01〜0.10
％の範囲で含有させるものとした。

sol.Al:0.01〜0.065％、N:0.003〜0.015％ AlおよびＮは、インヒビターAlNを形成するのに必要な
元素であり、良好な磁気特性を得るためには、0.01〜0.
065％のAlと0.003〜0.015％のＮが必要である。これら
の上限を超えるとAlNの粗大化を招き、一方これらの下
限未満ではAlNの絶対量が不足する。

Sb:0.01〜0.20％ Sbは、粒界偏析型インヒビターとして機能するが、0.01
％未満ではインヒビターとしての効果に乏しく、一方0.
20％を超えると脱炭性および表面被膜形成に悪影響を与
えるので、0.01〜0.20％の範囲に限定した。

以上、基本成分について説明したが、この発明ではさら
に、補助インヒビターとしてCuを添加することができ
る。ここにCuは、0.02％未満ではその添加効果に乏し
く、一方0.3％を超えるとコスト上の問題があるので、
0.02〜0.3％の範囲で含有させるのが好ましい。さらにM
o,Sn,GeおよびNiなどをそれぞれ、Mo:0.01〜0.05％,Sn:
0.01〜0.30％,Ge:0.01〜0.30％,Ni:0.01〜0.20％の範囲
で添加してもよい。

さて上記の好適成分組成に調整した鋼塊に、熱間圧延を
施して板厚:1.6mm以下の熱延板としたのち、500℃以下
の温度でコイルに巻取る。従来は熱延の圧下率を上げる
と二次再結晶が安定して起こらなかったが、この発明で
はインヒビター成分としてAl,Se,Sb系を用い、仕上げ焼
鈍条件を適正化しているので、1.6mm以下の板厚でも二
次再結晶が安定して起こるようになった。ここに熱延板
の厚みが1.6mmを超えると、最終板厚を薄くするために
冷延圧下率を上げなければならないが、冷延圧下率を上
げると、１回の冷延では後工程で二次再結晶を十分に行
わせることができず、特性は劣化する。またコイル巻取
り温度は高すぎると、仕上げ焼鈍の組合せ効果が得られ
ないため、巻取り温度は500℃以下とする。とはいえ300
℃未満になると巻取り時にコイルが割れるというトラブ
ルが発生し易くなるので、好適範囲は300〜500℃であ
る。

次に、冷間圧延における圧下率は83〜90％とする必要が
ある。というのは圧下率が83％より小さいと磁束密度が
低下するだけでなく、鉄損も増加し、一方90％より大き
いとその後にこの発明に従う仕上げ焼鈍を施しても二次
再結晶が安定して起こらないからである。

冷延後は脱炭焼鈍を行う。これは公知の方法でよい。次
にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布する。この際焼
鈍分離剤中にTiO₂等公知の添加物を混入してもよい。

最終仕上げ焼鈍は、700〜800℃の温度範囲内の任意の温
度で10〜100時間保定したのち、５〜50℃/hの昇温速度
で、1100〜1250℃の鈍化焼鈍温度域まで昇温する。

ここに保定温度が700℃に満たないとSbの濃化が十分で
なく、一方840℃を超えるとSbを添加してもMnSeの抑制
力が低下してしまう。また保持時間は10〜100時間とし
たが、10時間に満たないと効果がなく、一方100時間を
超えてもその効果は飽和に達するだけでなく、むしろ生
産効率の点で不利を招く。

なお最終焼鈍雰囲気にはあまり影響を受けないので従来
のいかなる方法も適用可能である。

また最終仕上げ焼鈍後に鋼板に張力を付加するコーティ
ングを行うと鉄損が一段と低下する。さらに公知の磁区
細分化技術を適用することにより、一層鉄損を低減させ
ることもできる。

（実施例） 実施例１ C:0.071％,Si:3.31％,Mn:0.064％、Al:0.030％,N:0.008
0％,Se:0.024％、Sb:0.027％、Cu:0.07％およびMo:0.01
2％を含み、残部は実質的にFeの組成になる鋼塊を、熱
間圧延によって板厚:1.2〜2.0mmの熱延板としたのち、4
50℃の温度でコイルに巻取り、ついで1100℃,1分間の加
熱急冷後、300℃,2分間の時効処理を含む１回の冷間圧
延で0.5〜0.1mmの最終板厚に仕上げたのち、840℃,3分
間の脱炭焼鈍を行い、ついでMgOを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布してから、700〜840℃の範囲内の所定温度で
50時間保定し、その後10℃/hの昇温速度で1200℃まで昇
温し、この温度で純化焼鈍を行った。

かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を
第３表に示す。

同表より明らかなように、この発明に従って得られたも
のはいずれも、磁束密度および鉄損ともに優れた値を示
している。

実施例２ C:0.070％、Si:3.28％、Mn:0.072％、Al:0.020％、N:0.
087％、Se:0.022％、Sb:0.022％、Cu:0.08％、Ni:0.06
％およびMo:0.01％を含有し、残部は実質的にFeの組成
になる鋼塊を、熱間圧延によって板厚:1.3〜2.0mmの熱
延板としたのち、450〜560℃の温度でコイルに巻取り、
ついで1100℃,1分間の加熱急冷後、300℃,2分間の時効
処理を含む１回の冷間圧延で0.20mmの最終板厚に仕上げ
たのち、840℃,3分間の脱炭焼鈍を行い、ついでMgOを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、700〜870℃の範
囲内の所定温度で50時間保定し、その後７℃/hの昇温速
度で1200℃まで昇温し、この温度で純化焼鈍を行った。

かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を
第４表に示す。

実施例３ 第５表に示す種々の組成になる鋼塊を、熱間圧延によっ
て厚み:1.6〜1.0mmの熱延板としてから、450℃でコイル
に巻取り、ついで1100℃,1分間の加熱後、300℃,2分間
の時効処理を含む冷間圧延によって0.22mmの最終板厚と
したのち、脱炭焼鈍を施し、ついでMgOを主成分とする
焼鈍分離剤を塗布してから、750℃で20時間保定後、10
℃/hの昇温速度で1200℃まで加熱し、同温度で純化焼鈍
した。

かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を
第５表に示す。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、１回の冷間圧延で最終板厚
に仕上げた場合であっても、良好な二次再結晶組織を安
定して得ることができ、ひいては磁気特性とくに磁束密
度に優れた一方向性電磁鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋼種Ａの保定温度と磁束密度との関係を示す
グラフ、 第２図は、鋼種Ｂの保定温度と磁束密度との関係を示す
グラフ、 第３図は、鋼種Ａの保定温度と鉄損との関係を示すグラ
フ、 第４図は、鋼種Ｂの保定温度と鉄損との関係を示すグラ
フ、 第５図は、コイル巻取温度と磁束密度との関係を示すグ
ラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 早川 康之 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】C:0.02〜0.1wt％、 Si:2〜4wt％、 Mn:0.05〜0.10wt％、 sol.Al:0.01〜0.065wt％、 Se:0.01〜0.10wt％、 N:0.003〜0.015wt％および Sb:0.01〜0.20wt％ を含有するスラブを、板厚:1.6mm以下まで熱間圧延し、
   500℃以下の温度で巻き取ったのち、83〜90％の圧下率
   で冷間圧延を施して0.15〜0.25mmの最終板厚に仕上げ、
   ついで脱炭焼鈍後、700〜840℃の温度範囲で10〜100時
   間保持したのち、５〜50℃/hの昇温速度で純化焼鈍の温
   度域まで加熱し、しかるのち純化焼鈍を施すことを特徴
   とする磁気特性の優れた薄手一方向電磁鋼板の製造方
   法。