JPH0757888B2

JPH0757888B2 - 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0757888B2
Application number: JP1132960A
Authority: JP
Inventors: 一郎塚谷; 忠迪酒井; 正人松本
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1989-05-26
Filing date: 1989-05-26
Publication date: 1995-06-21
Anticipated expiration: 2010-06-21
Also published as: JPH032323A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は磁気特性の優れた無方向性電磁鋼帯の製造方法
に係り、特に磁束密度が極めて高く、鉄損が低いフルプ
ロセス又はセミプロセス無方向性電磁鋼帯の製造方法に
関する。

（従来の技術）無方向性電磁鋼帯は発電機、電動機、小型変圧器及び安
定器等の鉄心材料として使用される。しかし、昨今、省
エネルギー化が強く叫ばれ、電気機器の効率向上若しく
は小型化のため、磁束密度が高く、かつ鉄損の低い鉄心
材料の要求がますます高まってきている。

磁束密度を支配する要因としては集合組織が挙げられる
が、無方向性鋼板の場合、集合組織を改良して磁束密度
を向上させる方法は殆ど知られていない。無方向性鋼板
としては｛100｝面が板面に平行な、いわゆる面内無方
向性が理想的であり、その製造方法も幾つか提案されて
いるが、いずれも製造コストが高いために工業的生産に
は適用されていない。このため、素材が持つ磁気特性を
完全に引き出せないでいた。

例えば、集合組織の改善による磁束密度の向上に関して
は、特開昭54−68716号にて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｝〈u
vw〉近傍の集積が強くなることが開示されている。しか
し、この方法ではホットコイルの焼鈍時間が長いためコ
スト高となる。

また、無方向性電磁鋼板製造の従来技術として冷間圧延
前の素材の結晶粒径を大きくしておくことが磁気特性の
向上に有効であることが知られている。

例えば、特願昭55−110314号には、冷間圧延前の結晶粒
を粗大化する方法が提案されている。この方法は、特定
の化学成分を有する鋼塊又はスラブを熱延鋼帯に熱間圧
延するに際し、熱間圧延終了温度を該鋼の化学成分に応
じて次式（１）で表わされる温度以上とし、｛891−900（Ｃ％）＋50（Si％）−88（Mn％）＋190（Ｐ％）＋380（Al％）｝（℃） ……（１）次いで、この熱延鋼帯を該鋼のAr₃変態点温度以下、30
秒間以上15分間以下の条件で焼鈍することを主な特徴と
するものである。

また、特開昭58−204126号では、無方向性電磁鋼板の製
造方法において、C:0.02％以下、Si若しくは（Si＋Al）
のいずれかが1.5％以下、Mn:1.0％以下、P:0.20％以下
を含み、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼につ
き、前記熱間圧延工程における圧延終了温度を600〜700
℃、巻取温度を500℃以上の温度範囲で行い、次いで巻
取鋼帯をA₃変態点以下の温度で30秒間以上15分間以下で
焼鈍することを特徴とする磁気特性の優れた無方向性電
磁鋼帯の製造方法が開示されている。

しかしながら、これらはいずれも低温で熱間圧延を行な
うものであり、高Si鋼の場合、熱間圧延時、割れや破断
を引き起こす危険性をはらんでいる。

一方、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て鉄損
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。

また、Si量を増加すると、Fe−Si系状態図においてγル
ープをはずれ、α単相域となるため、通常の熱延前加熱
温度においても粗大なα粒を得ることができる。しかし
ながら、粗大なα粒が必要なのは冷延前であり、このた
め、熱延前からα粒を粗大にすることは多くの弊害をも
たらす。例えば、板厚方向での組織分布が不均一とな
り、冷延−焼鈍後の磁気特性が劣化するばかりか、リジ
ングやソーエッジをもたらす。

本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、冷延前の素材の結晶粒径を容易に大
きくすることができ、特に磁束密度が極めて高く、鉄損
が低い無方向性電磁鋼帯を連続的に製造し得る方法を提
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）前記目的を達成するため、本発明者らは、冷延前の素材
の結晶粒径をフルプロセス又はセミプロセスで容易に大
きくすることができる方策について鋭意研究を重ねた。

その結果、特にSi量及びAl量を規制することにより、熱
間圧延後、微細且つ均一な結晶組織を有する熱延鋼帯を
得、この熱延鋼帯の結晶粒径を粗大化するための熱延鋼
帯の焼鈍には従来の箱焼鈍の如き長時間焼鈍ではなく、
また脱炭させる必要もなく、15分以下の短時間で比較的
安価に、かつ容易に熱延鋼帯の結晶粒を粗大化するのに
成功し、ここに本発明をなしたものである。

すなわち、本発明による方法は、C:0.005％以下、Si:0.
7〜1.7％、Mn:0.1〜1.5％、P:0.005〜0.10％、S:0.005
％以下、Al:0.3〜1.3％（但し、Si＋Al＜2.0％）及びN:
0.005％以下を含み、残部が鉄及び不可避的不純物より
なるスラブを熱間圧延するに際して、Fe−（Si＋Al）系
におけるγループ内の温度に加熱して熱間圧延した後、
得られた熱延鋼板について800℃以上、Ac₃点以下のα相
域温度内で熱延板焼鈍を施し、更に50％以上の冷間圧延
を行い、次いで最終焼鈍として、800〜1000℃×0.5〜５
分の条件の連続焼鈍、或いは700〜850℃×１〜10時間の
条件で箱焼鈍を行うことを特徴とする鉄損が低く、磁束
密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法を要旨とするも
のである。

以下に本発明を更に詳細に説明する。

（作用）本発明は前述の各条件の組合せによるものであるが、そ
の基本的構成は以下のとおりである。

まず、微細且つ均一な結晶組織を有する熱延鋼帯を得る
ために、熱間圧延前の加熱温度を低温のγ相領域とし、
熱間圧延をできるだけγ相領域で終了する。これにより
併わせて析出物の微細化を抑制することもでき、次の熱
延板焼鈍における粒成長性を助長することもできる。

そして、更に、このような熱延鋼帯の焼鈍（熱延板焼
鈍）に際しては、できるだけ高温のα域に加熱すること
により、粗大な結晶組織を有する冷延前素材が得られ
る。これにより、最終焼鈍において｛100｝〈uvw〉＋
｛110｝〈001〉集合組織が得られるので、従来の同一の
鉄損値の無方向性電磁鋼板に比べて、極めて高い磁束密
度が得られる。

鉄損と磁束密度のバランスを考慮して、これらの条件を
実現するための成分系は、以下のとおりとする。

Si:0.7〜1.7％ Al:0.3〜1.3％ Si＋Al≦2.0％すなわち、Si＋Alの合計量は、熱間圧延前の加熱をγ相
領域（例、第１図のａ点）で行い、その後の熱延板焼鈍
はα相領域（例、第１図のｂ点）で行う観点から規制す
るもので、2.0％以下とし、更に、Si量は必要な鉄損値
と磁束密度のバランスを達成するために規制されるもの
である。更に、Al量は、Si量が鉄損値と磁束密度とのバ
ランスにより規制される条件下で、γループのごく近傍
（第１図のｃ点）に位置させることにより、上記の効果
を最も効率よく達成し、更に、Ｎとの溶解度積によりAl
N析出物の微細析出を抑制する観点から規制するもので
ある。なお、Al量は少ないと良好な鉄損が得られない
し、多いと磁束密度が低下する。

Fe−（Si＋Al）系におけるγループ内の温度は、Ｃなど
の他の元素の含有量によって多少左右されるが、Ｃ含有
量が0.005％以下の場合のおおよその温度域を例示する
と、第１図のγループにおいて、Si＋Alが０％の場合の
下切片が約900℃、上切片が約1400℃であり、γループ
の先端位置におけるSi＋Alが約2.0％で、その温度は約1
150℃である。

次に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、含
有量は0.01％以下とする必要があるが、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く、
更に磁気時効を防止するためには、0.005％以下とする
のがよい。したがって、Ｃ含有量は0.005％以下とす
る。

Si: Siは本発明の効果を充分に発揮せしめる観点から規制す
るものである。すなわち、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0.7％未満
では効果が少なく、また1.7％を超えるとSi単独でもFe
−Si系のγループを超えるばかりか磁束密度が低下す
る。したがって、Si含有量は0.7〜1.7％の範囲とする。

Mn: Mnは熱間圧延時の赤熱防止及び集合組織の改善による磁
性向上に効果のある元素である。しかし、含有量が0.1
％未満では効果が少なく、また1.5％を超えると磁性特
性を劣化させる。したがって、Mn含有量は0.1〜1.5の範
囲％とする。

P: Ｐは鉄損改善に効果のある元素である。しかし、含有量
が0.005％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0.005〜0.1％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、0.005wt％以下で
なければ安定した磁性改善効果は得られない。したがっ
て、Ｓ含有量は0.005％以下とする。

Al: Alは、Siと同様、本発明を構成する重要な元素である。
すなわち、Alは｛100｝結晶方向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、Al
Nの溶解度積の変化により無方向性珪素鋼板の磁性特性
上有害なAlNの微細析出を抑制するために必要な元素で
ある。しかし、含有量が0.3％未満ではこのような効果
が少なく、また良好な鉄損が得られず、一方1.3％を超
えて含有すると磁束密度が低下する。したがって、Al含
有量は0.3〜1.3％の範囲とする。

但し、上記SiとAlについては、前述の如く熱間圧延前の
加熱をγ相領域で行い、その後の熱延板焼鈍はα相領域
で行う観点から、Si＋Al合計量を2.0％以下に規制する
必要がある。

次に、本発明における製造工程について説明する。

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

このようにして作製された鋼スラブは、Fe−（Si＋Al）
系におけるγループ内の温度に加熱して熱間圧延を行
い、厚さ1.5〜3.0mmの熱延板を得る。この熱延板は殆ど
の圧下をγ相領域で行うので、微細な結晶組織（α）が
板厚方向に均一に得られ、後の熱延板焼鈍において著し
い粒成長が達成でき、その熱延板集合組織も磁気特性に
とって好都合となる。

次いで、熱延板に熱延板焼鈍を施すことにより、粗大な
結晶粒が得られると共に集合組織が改善される。その焼
鈍条件は800℃以上、Ac₃点以下の温度（α相域温度内）
とし、好ましくはこの温度において0.5〜５分の間保持
する連続焼鈍を行う。この焼鈍条件において、800℃未
満の低温度では連続焼鈍において良好な熱延板結晶組織
が得られず、焼鈍効果が期待できない。またAc₃点を超
える高温焼鈍では熱延板焼鈍中にα−γ変態し、かえっ
て結晶粒が微細化し、また以後の工程における酸洗性の
劣化を招くので好ましくない。

次に、この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％以上の冷間圧延を行う。これは、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〉
集合組織を得るためには50％以上の冷間圧延率が必要な
ためである。

冷間圧延された冷間圧延板は、最終焼鈍を行うことによ
って、集合組織が発達し、磁気特性が改善される。

この焼鈍条件としては、800〜1000℃の温度において0.5
〜５分の間保持する連続焼鈍を行うか、或いは700〜850
℃の温度において１〜10時間の間保持する箱焼鈍を行
う。

この場合、連続焼鈍において800℃未満、箱焼鈍におい
て700℃未満では焼鈍時の粒成長性が悪く、良好な磁気
特性が得られない。また、連続焼鈍において1000℃を超
え、箱焼鈍において850℃を超えると、逆に磁束密度が
低下し、炉温の過度の上昇は炉の維持し、管理や経済性
の点から不利である。

この最終焼鈍の保持時間は焼鈍方式によって異なり、そ
れぞれの温度によって適宜選択すれば良いが、連続焼鈍
の場合、0.5分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５
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。一方、箱焼鈍の場合、１時間未満で
は連続焼鈍における保持時間下限の限定理由と同様の問
題があり、10時間を超えると経済性の問題がある。

次に本発明の実施例を示す。

（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200mm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、2.0mmの厚さま
で熱間圧延を行った。熱間圧延後、755〜1060℃の温度
において２分間の熱間圧延板焼鈍を行った。

更に、酸洗後、0.5mm厚まで冷間圧延を行い、この冷間
圧延板に連続焼鈍（840℃×1.5分、945℃×1.5分）或い
は箱焼鈍（750℃×３時間）を施した。

得られた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。その結果を第１表に併記す
る。

第１表において、試験No.3〜No.4、No.8、No.11〜No.1
3、No.15は本発明例である。

第１表より明らかなように、本発明例はいずれも、鉄損
を低下させながら磁束密度を高くできることが判る。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、化学成分が本発明範囲外の比較例No.1〜No.2、N
o.5〜No.7、No.9、並びに化学成分は本発明範囲内であ
るが製造条件が本発明範囲外である比較例No.10、No.14
は鉄損を低下させることができず、高い磁束密度も得ら
れていない。

（発明の効果）以上詳述したように、本発明によれば、冷延前の素材の
結晶粒径を容易に且つ短時間で経済的に大きくすること
ができるので、磁束密度が極めて高く、鉄損が低い優れ
た磁気特性の無方向性電磁鋼帯を安価に製造することが
できる。

【図面の簡単な説明】

第１図はSi＋Al量と温度の関係を模式図的に示すFe（Si
＋Al）系状態図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で（以下、同じ）、C:0.005％以
下、Si:0.7〜1.7％、Mn:0.1〜1.5％、P:0.005〜0.10
％、S:0.005％以下、Al:0.3〜1.3％（但し、Si＋Al＜2.
0％）及びN:0.005％以下を含み、残部が鉄及び不可避的
不純物よりなるスラブを熱間圧延するに際して、Fe−
（Si＋Al）系におけるγループ内の温度に加熱して熱間
圧延した後、得られた熱延鋼板について800℃以上、Ac₃
点以下のα相域温度内で熱延板焼鈍を施し、更に50％以
上の冷間圧延を行い、次いで最終焼鈍として800〜1000
℃×0.5〜５分の条件で連続焼鈍を行うことを特徴とす
る鉄損が低く、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造
方法。
【請求項２】前記最終焼鈍として、700〜850℃×１〜10
時間の条件で箱焼鈍を行う請求項１に記載の方法。