JPH0757887B2 - ｛１００｝〈ｕｖｗ〉集合組織の発達した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） 本発明は無方向性電磁鋼板の製造方法に係り、特に鉄損
が低く磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法に関
する。

（従来の技術及び解決しようとする課題） 従来、無方向性電磁鋼板としては、一般に珪素鋼板が用
いられている。珪素鋼板は、比抵抗を増加させ、鉄損を
低下させるためにSiを添加した鋼種である。その結果、
高級鋼ほどSi含有量が高いため、磁束密度に関しては低
い傾向を示している。従来の無方向性電磁鋼板において
は、このようなSi量の増加に伴う磁束密度の低下のみな
らず、結晶方位分布が磁気特性に都合のよいものになっ
ていないのが実情である。

鋼板の磁気特性は、結晶集合組織により著しく影響さ
れ、〈001〉軸が鋼板面に平行になっている結晶粒が数
多く存在するほど優れていることが知られている。この
〈001〉軸を最も多く含んでいる結晶面は｛100｝面であ
るので、結局は｛100｝面が板面に平行になるような集
合組織（以下、単に｛100｝集合組織と記す）をよりよ
く発達させることが電磁鋼板としてももっとも望まし
い。

すなわち、もし｛100｝集合組織が発達した鋼板を作る
ことができれば、板面内には〈001〉軸が多く存在し、
かつ〈111〉軸は存在しないため、平均の磁気特性が向
上するばかりでなく、特に｛100｝面が板面に平行で、
かつ〈001〉軸の向いている方向がランダムであるよう
な集合組織、すなわち、｛100｝〈lmn〉集合組織をもつ
場合には、特性の面内異方性が最も少なくなるため、特
に回転機器用の電磁鋼板としては理想的なものとなり得
ると考えられていた。

従来より、その製造方法については幾つか提案されてお
り、例えば、特開昭54−68716号には、Sbを添加した珪
素鋼のホットコイルを800℃で５時間HNxガス中で焼鈍
し、冷延以降の工程は公知の方法で処理することによっ
て、｛100｝〈uvw〉近傍の集積が強くなることが開示さ
れているが、ホットコイルの焼鈍が高温長時間であり、
現実的ではない。

また、最終焼鈍工程で｛100｝〈001〉集合組織を発達せ
しめる技術については、その殆どが非常に高い高温で焼
鈍することによる二次再結晶過程を制御して、この方位
をもつ結晶粒を成長させようとするものであり、したが
って、得られた鋼板の結晶粒は極めて粗大なものとなる
のが通例である。

更に、｛100｝集合組織は一般に冷延したままの鋼板で
発達することがよく知られているが、これを再結晶焼鈍
すると、他の方位、例えば｛111｝或いは｛110｝面を板
面に平行にもつ結晶粒が優先して再結晶し成長するた
め、焼鈍後では、｛100｝集合組織がきわめて弱くな
り、この組織が発達した製品を得ることは非常に困難で
あった。

このため、現実に生産されているものは、｛110｝が板
面に平行な、いわゆる｛110｝集合組織を有するものの
みである。

この｛110｝集合組織の鋼板は、｛110｝面内に〈001〉
軸が一方向のみに含まれているので、この方向に沿って
磁化すると優れた特性を示すが、同時にこの面内には
〈111〉軸も含まれていて、この方向には磁化しにくい
性質があるため、電磁特性は鋼板の板面内で大きい異方
性を示すこととなり、したがって、平均の電磁特性は必
ずしも優れていない。

本発明は、磁気特性が優れ、機械的性質をも含めて面内
異方性が少なく、かつ｛100｝〈uvw〉集合組織の発達し
た鋼板の製造法を提供することを目的とするものであ
る。

（課題を解決するための手段） 本発明者らが前記目的を達成するために種々研究を重ね
た結果、従来まったく考慮されていなかったMn、Al、特
にMn量を規制することによって｛100｝〈uvw〉集合組織
の発達した鋼板の製造法を見い出したものである。

すなわち、本発明者らは、冷延板の最終焼鈍過程におけ
る回復、再結晶過程を鋭意検討した結果、上述の｛11
1｝或いは｛110｝面を板面に平行な結晶粒が優先して再
結晶し、成長するのは、これらの方位が冷延過程で多く
の格子歪を蓄積し、回復過程で優先的にその格子歪を解
放するためであることを知見した。この結果、｛100｝
面を優先的に再結晶し、粒成長するためには、最も好ま
しくは、｛100｝面の格子歪解放が｛111｝面や｛110｝
面より速ければよいことが判った。

そこで、この点について更に検討した結果、成分調整に
関して特にC:0.005％以下、Mn:0.25％以下、S:0.004％
以下、Al:0.20％以上とし、該鋼の冷延前の熱延板にお
ける平均結晶粒径が50μｍ以上で、その後の冷延率が50
〜80％であれば、｛100｝〈uvw〉集合組織が得られるこ
とが判った。特にMn量の規制が重要で、Mn量を低減する
ことにより、再結晶集合組織が｛110｝＜001＞タイプか
ら｛100｝〈uvw〉タイプに変化するのである。この点、
従来、Mnはまったく規制されていないか、或いは規制さ
れているとしても熱間脆性回避の観点からＳ量に見合う
最低量として含有せしめており、通常、0.3％程度であ
る。しかしながら、製鋼技術の発達により、Ｓの低減が
可能になり、このため、Mn量の低減も可能となった。ま
た、このような効果はＣ量を低減し、Al量を増加すると
増大することも判明した。以上の知見に基づいて本発明
を完成したものである。

すなわち、本発明に係る｛100｝〈uvw〉集合組織の発達
した無方向性電磁鋼板の製造方法は、C:0.005％以下、S
i:0.3％以上３％未満、Mn:0.25％以下、P:0.005〜0.10
％、S:0.004％以下及びAl:0.20％以上を含み、残部が鉄
及び不可避的不純物よりなる無方向性電磁鋼板の製造法
において、冷間圧延前の熱延鋼板の平均結晶粒径を50μ
ｍ以上とし、その後の冷間圧延を圧下率50〜80％で行う
ことを特徴とするものである。

以下に本発明を更に詳細に説明する。

（作用） まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。

C: Ｃは磁気特性を保持するためには有害な元素であり、そ
の含有量は0.01％以下とする必要があり、少ないほど好
ましく、そのためには溶鋼脱炭により低減するのがよ
い。しかし、本発明の如くMn量低減による｛100｝〈uv
w〉集合組織はＣ量の低減によって増幅されるため、0.0
05％以下とするのがよいことが判明した。したがって、
Ｃ含有量は0.005％以下とする。

Si: Siは固有抵抗増加による鉄損改善のために必要な元素で
あるが、含有量が0.3％未満では効果が少なく、また、
3.0％以上では磁束密度向上の効果がなくなる。したが
って、Si含有量は0.3％以上3.0％未満の範囲とする。

Mn: Mnは、従来は熱間圧延時の赤熱防止の観点からのみ規制
されていたが、本発明では集合組織の改善による磁性向
上に効果を得るために規制するものであり、含有量が0.
25％を超えると｛100｝〈uvw〉集合組織を発達する効果
が小さくなり、磁性特性を劣化させる。したがって、Mn
含有量は0.25％以下とする。

P: Ｐは鉄損改善に効果のある元素であるが、含有量が0.00
5％未満ではこの効果が少なく、また、0.1％を超えて含
有すると磁束密度が低下する。したがって、Ｐ含有量は
0.005〜0.10％の範囲とする。

S: Ｓは磁性向上に有害なMnS等の非金属介在物を生成させ
る元素であり、少ないほど好ましく、0.004％以下でな
ければ安定した磁性改善効果は得られない。また、本発
明ではMn量を低減するので赤熱脆性を防止するためにも
少なくする必要がある。したがって、Ｓ含有量は0.004
％以下とする。

Al: AlはMn量の低減効果と相乗して（100）結晶方位の成分
を発達させること、及び、Siと同様に比抵抗を増加させ
ること以外に、無方向性珪素鋼板の磁性特性上有害なＮ
を固定させる元素である。しかし、含有量が0.20％未満
ではこの効果が少ない。したがって、Al含有量は0.20％
以上とする。なお、1.0％を超えて含有すると磁束密度
が低下するので1.0％以下が望ましい。

なお、不純物は本発明の効果を損なわない限度で許容で
きる。

次に、本発明の製造条件について説明する。

上記化学成分を有する鋼は通常の方法により溶製し、連
続鋳造により鋼スラブに鋳造するか、或いは造塊法によ
り鋼塊を作成し、これを分塊圧延により鋼スラブに形成
してもよい。

このようにして作成された鋼スラブを熱間圧延により熱
延板を製造し、この熱延板は酸洗酸、冷間圧延を施す。
その際、本発明の効果を得るためには、冷延間鵜の熱延
板の平均結晶粒径が50μｍ以上有することが必須であ
る。なお、通常の熱延−巻取過程でこの大きさの熱延板
結晶粒径が得られない場合には、この熱延板に熱延板焼
鈍を施すのがよい。熱延板焼鈍としては連続焼鈍、箱焼
鈍のいずれでもよい。

この熱延まま或いは熱延板焼鈍を終了した熱間圧延板
は、通常の方法によりスケール除去のために酸洗を行っ
た後、圧下率50〜80％の冷間圧延を行う。これは、最終
焼鈍過程において、｛100｝粒が他の粒に優先して回復
するための格子歪分布を得るのに必要であるからであ
る。これにより、鉄損や磁束密度に対して最適な焼鈍板
粒径と集積の高い｛100｝〈uvw〉集合組織を得ることが
できる。勿論、圧下率が上記範囲外ではそのような効果
が得られない。

なお、冷間圧延された冷間圧延板には最終焼鈍を施すこ
とは云うまでもない。その条件は特に制限されるもので
はないが、以下の条件による最終焼鈍が望ましい。

すなわち、800〜1000℃の温度において10秒〜３分の最
終焼鈍を行うならば、集合組織が発達し、磁気特性が改
善される。この場合、最終焼鈍温度が800℃未満では焼
鈍時の粒成長が悪く、磁気特性が改善されず、また、10
00℃を超えると逆に磁束密度が低下し、連続焼鈍炉の炉
温の過度の上昇は不利であり、望ましくない。また、こ
の最終焼鈍の保持時間は温度によって適宜に選択すれば
よいが、10秒未満では再結晶組織が得られず、更に、磁
性不良を招来するという問題があり、また、保持時間が
３分を超えると連続焼鈍炉の操業においてラインスピー
ドが過度に遅くなるので、最終焼鈍保持時間は10秒〜３
分が望ましい。

次に本発明の実施例を説明する。

（実施例） 第１表に示す化学成分を有する供試鋼を真空溶解炉にて
10t溶製し、鋼塊とした後、1150℃の温度に加熱してか
ら220mmの厚さのスラブを作製した。

このスラブを1150℃の温度に加熱して、0.85〜3.3mmの
厚さまで熱間圧延を行った。一部のものについては、熱
間圧延後、第１表に示す条件で熱延板焼鈍を施した。

次に、酸洗後、第１表に示す条件で0.5mm厚まで冷間圧
延を行い、この冷間圧延板に同表に示す温度において1.
5分間の連続焼鈍（最終焼鈍）を施した。

製造された最終焼鈍板からエプスタイン試験片を剪断に
より採取して磁気特性を測定した。また、熱延板まま或
いは熱延板焼鈍を施したものの結晶粒径を測定した。そ
れらの結果を第１表に併記する。

第１表において、No.1〜No.2、No.5、No.8〜No.10、No.
15は本発明例である。

第１表より明らかなように、本発明例によれば鉄損を低
下させながら、磁束密度を高くできることがわかる。す
なわち、鉄損が低く、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板
が製造することができる。

一方、化学成分、熱延板の平均結晶粒径、冷延率のいず
れかが本発明範囲外の比較例では、鉄損が高く磁束密度
も低いか（No.3〜No.4、No.6〜No.7）、或いは鉄損が低
くても磁束密度が低い（No.11〜No.14）。

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、無方向性電磁鋼
板の成分調整を特にMn量の低減を含めて行うと供に成分
調整と関連して製造条件を規制するので、｛100｝〈uv
w〉集合組織の発達した低鉄損、高磁束密度の無方向性
電磁鋼板を容易に得ることができる。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で（以下、同じ）、 C:0.005％以下、 Si:0.3％以上３％未満、 Mn:0.25％以下、 P:0.005〜0.10％、 S:0.004％以下及び Al:0.2％以上を含み、 残部が鉄及び不可避不純物よりなる無方向性電磁鋼板の
   製造法において、 冷間圧延前の熱延鋼板の平均結晶粒径を50μｍ以上と
   し、その後の冷間圧延を圧下率50〜80％で行うことを特
   徴とする｛100｝＜uvw＞集合組織の発達した無方向性電
   磁鋼板の製造方法。