JPH0841538A - 磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 磁気異方性が小さく低鉄損の無方向性電磁鋼
板を製造する。 【構成】 Ｃ：0.01％以下、Si：2.5 〜5.0 ％およびM
n：0.1 〜1.5 ％を含み、かつＳ≦0.0030％、Ｎ≦0.003
0％およびＯ≦0.0020％に制御してなる鋼スラブを用
い、スラブ加熱温度、巻取り温度、熱延板焼鈍条件、冷
間圧延圧下率および仕上げ焼鈍条件などを特定して製造
する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明はモーターやトランス等
の鉄心材料として使用される低鉄損の無方向性電磁鋼板
の製造方法に係り、特に磁気異方性の改善に関するもの
である。

【０００２】無方向性電磁鋼板は、モーターやトランス
等の鉄心材料として広範囲にわたって使用されている。
近年、省エネルギーの観点より、電気機器の効率向上に
対する要求が強く、鉄心材料についても、より一層の鉄
損低減が望まれるようになってきている。

【０００３】

【従来の技術】無方向性電磁鋼板の鉄損低減手段として
は、Si, Alなどの合金元素の添加量を増やし、鋼板の電
気抵抗を高める方法が一般的に知られている。しかしな
がら、現在の無方向性電磁鋼板のハイグレード品の、鉄
損レベルをなお一層向上させるため、Si, Alなどの添加
量を増加することは圧延性の面で問題がある。しかも、
Si, Alなどの添加量の増加は材料のコスト高を招く不利
も生じる。

【０００４】その他の鉄損改善手段としては、冷間圧延
条件に工夫を凝らし、集合組織を改善して鉄損を低減す
る方法が、例えば特公昭56-22931号公報（鉄損が低く磁
束密度の高い無方向性珪素鋼板の製造方法）に開示され
ている。しかし、これらの集合組織改善手段は添加Si量
および製造工程に合った集合組織最適化条件がすでに提
案されている現状では、集合組織の最適化によるより一
層の鉄損低減は極めて難しい。

【０００５】また、鋼中の不純物元素量または介在物お
よび析出物個数を低減することにより、鉄損を低減する
方法｛例えば特開昭５９−７４２５８号公報（鉄損の少
ない無方向性電磁鋼板）｝がある。この方法は、鉄損低
減に効果的であるが、かような不純物低減のための鋼の
高純度化は製銑および製鋼技術に依存するものであり、
無方向性電磁鋼板の製造分野における高純度化は現在の
製銑および製鋼の現状技術のほぼ極限で行っているの
で、高純度化によるより一層の鉄損低減は製銑、製鋼技
術のさらなる進歩を待たなければならない。

【０００６】一方、介在物および析出物個数の低減に関
しては、特開昭59-74256号（鉄損の少ない無方向性珪素
鋼板）、同60-152628 号（鉄損の低い無方向性けい素鋼
板の製造方法）および特開平３-104844 号（磁気特性の
優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法）の各公報
に、介在物の個数を減少させて低鉄損化を達成する技術
が開示されている。しかし、これらの技術における、鋼
中の介在物および析出物の個数を低減させることは、結
局のところ上記従来技術と同様に高純度化技術に依存し
ており、従って、これらの手段による場合もより一層の
鉄損の改善は製銑、製鋼技術の進歩を待たなければなら
ない。

【０００７】ここで、それぞれの上記従来技術について
詳しくみると、特開昭59-74256号公報においては、１μ
m 以上の大きさの介在物の個数が 120個／mm² 以上の領
域で介在物個数と鉄損との間に相関が認められるもの
の、１μm 未満の介在物およびその個数が鉄損に及ぼす
影響に関しては明確にされていない。

【０００８】また、特開昭60-152628 号公報では５μm
以上の介在物頻度を80個／mm² 以下にすることが、最終
焼鈍の効果を引き出すのに必要であると記載されてい
る。しかしながら、介在物の個数およびその大きさが鉄
損に及ぼす影響については述べられていない。

【０００９】さらに、特開平３−１０４８４４号公報に
は、Ｓｉ量が0.1 〜2.0 wt％の無方向性けい素鋼板にお
ける介在物の大きさおよび個数を制御する方法が開示さ
れている。しかし、Si量が 2.5〜5.0 wt％でかつＳ量が
0.0030wt％以下のフルプロセス材の無方向性けい素鋼板
における介在物の鉄損に及ぼす影響および介在物の制御
方法は述べられていない。また、0.5 μm 以下の微細な
MnS の低減により鉄損を改善しようとしても、0.5 μm
以上５μm 以下の酸化物を多数残存させることになるの
で、これらの酸化物が鉄損に悪影響を及ぼすのは不可避
で、鉄損低減効果が減少してしまう。同様の微細介在物
低減の手段として、特開昭51-62115号（鉄損の低い無方
向性珪素鋼板）および同55-24942号（鉄損の低い無方向
性電磁鋼板）各公報には、REM および Ca を用いて微細
な硫化物の析出を防止する方法が開示されている。しか
し、いずれの方法も介在物の個数およびその大きさが鉄
損に及ぼす影響については述べられていない。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】ところで発明者らは、
先に、特願平５−２４２９２０号明細書において、積極
的に鋼中の介在物および析出物（以下、総称して介在物
という）の大きさ、そして大きさごとの全介在物に対す
る体積分率を制御することにより、上記の問題を有利に
解決した無方向性電磁鋼板を提案した。

【００１１】すなわち、Ｃ：0.01mass％以下、Ｓ：2.5
〜5.0 mass％を含み、かつ、Ｓ≦0.0030mass％、Ｎ：≦
0.0030mass％およびＯ≦0.0020mass％に抑制し、しかも
４μｍ以上および１μｍ未満の鋼中介在物を全鋼中介在
物に対して体積分率でそれぞれ60％以下および15％以下
とすることからなる無方向性電磁鋼板である。上記鋼板
の開発により、鉄損さらには回転鉄損については大幅な
改善が達成されたけれども、磁気異方性の点に関して未
だ改善の余地を残していた。

【００１２】なお、異方性の改善技術としては、特開平
３-294422 号公報（磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板
の製造方法）に、熱延板焼鈍条件、冷延圧下率、仕上げ
焼鈍条件を所定の範囲に規定することにより板面内圧延
方向と圧延方向に対し垂直な方向の磁気特性差を小さく
した技術が提案されている。しかしながら、この方法
は、圧延方向と圧延方向に対し垂直な方向の磁気特性差
だけで異方性を評価しており、モーターなどの鉄心に用
いられる材料に要求される板面内の圧延方向と圧延方向
に対し垂直な方向以外の方向に対する磁気異方性につい
ては検討が行なわれていない。また、特公昭51-942号公
報（面内無方向性磁性鋼板の製造方法）には、強冷間圧
延により（100 ）集合組織を発達させる手段が開示され
ているが、工業的に冷間圧下率：90％以上で圧延するこ
とは難しく、かつ製造コストが上昇するので実用化は困
難である。

【００１３】この発明は、上記の実情に鑑み開発したも
ので、低鉄損化に併せ磁気異方性の一層の改善を可能な
らしめる無方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案する
ことを目的とする。

【００１４】

【課題を解決するための手段】以下、この発明の解明経
緯について説明する。まず、介在物の個数と鉄損との関
係を、Si含有量が3.0 mass％で板厚：0.5 mmの無方向性
電磁鋼板において調査した。なお、介在物調査は光学顕
微鏡により行った。その結果として、介在物個数と鉄損
との関係を図１に示す。全体の傾向からすると、鋼中の
介在物を少なくすることで鉄損が改善されるようである
が、前記従来技術で述べたような明確な介在物の個数と
鉄損との関係は得られなかった。そこで、今回調査した
無方向性電磁鋼板およびその製造条件についてさらに調
べた結果、調査材は鋼中Ｓ，Ｎ量とも同一レベル（Ｓ≦
0.0030mass％、Ｎ≦0.0030mass％）、同一工程で製造し
たが、製鋼および熱間圧延などの工程における製造条件
が若干ばらついていたことが判明した。

【００１５】そこで、製鋼および熱間圧延などの製造条
件の変化により、介在物の存在形態、特に介在物のサイ
ズが変化すると考えられるため、介在物サイズが鉄損に
およぼす影響に着目して実験を行った。すなわち、Si：
3.5 mass％を含む無方向性電磁鋼板を用い、４μm 以
上、２μm 以上４μm 未満、１μm 以上２μm 未満、１
μm 未満の範囲の介在物個数をそれぞれ測定し、鉄損
（Ｗ_15/50 ）と介在物サイズごとの１mm² 当りの個数と
を重回帰分析し、鉄損におよぼす介在物サイズごとの影
響を調査した。この介在物サイズごとの鉄損におよぼす
影響の解析結果を図２に示す。図２より４μm 以上の介
在物が鉄損を最も劣化させ、次いで１μm 未満の微細な
介在物が鉄損を劣化させるが、２μm 以上４μm 未満お
よび１μm 以上２μm 未満の介在物が鉄損におよぼす影
響は小さいことが判明した。この４μm 以上の介在物が
鉄損におよぼす影響が大きくなった理由としては、再結
晶過程で４μm 以上の介在物が磁気特性の面より好まし
くない方位の結晶粒を発生させる原因となったためと考
えられる。また、１μm 未満の介在物については、鉄損
に直接影響する磁壁の移動を妨げる作用が他のサイズの
介在物よりも大きかったためと推定される。

【００１６】次に、これらの鋼板の全介在物に対する４
μm 以上の大きさの介在物体積分率と鉄損との関係を図
３に示す。図３から明らかなように、４μm 以上の介在
物体積分率が60％を超えると急激に鉄損（Ｗ_15/50 ）が
劣化するのがわかる。また、全介在物に対する４μm 以
上の介在物体積分率が50％以下の鋼板の１μm 未満の介
在物体積分率と鉄損の関係を図４に示す。ここでの介在
物調査は電子顕微鏡により行った。上記の４μm 以上の
大きさの介在物ほど体積分率増加による鉄損劣化は明確
ではないが、１μm 未満の介在物の体積分率が15％を超
えると、鉄損値（Ｗ_15/50 ）は劣化する。このことよ
り、鉄損を改善するためには介在物の体積分率としては
４μm 以上の介在物が60％以下、１μm 未満の介在物が
15％以下とすることが重要であることがわかる。

【００１７】なお、介在物量の測定は、鋼板の板厚方向
の断面について観察したものであり、観察には光学顕微
鏡または電子顕微鏡のどちらを用いてもかまわず、光学
顕微鏡の場合は倍率を400 倍以下、電子顕微鏡の場合は
400 倍〜1000倍で観察を行った。試験片の作製および試
験方法（測定面積など）は JIS G0555に規定された、鋼
の非金属介在物の顕微鏡試験方法に基づき作製（研磨き
ずや、錆が出ないように試料を調整）および試験を行う
が、測定方法に関しては介在物によって占められた格子
点の数を数えるのではなく、介在物の個数および大きさ
は画像解析処理により測定した。介在物の大きさ（サイ
ズ及び体積）は観察像より画像解析処理装置を用いて介
在物の面積が等価となる円の直径を求め、その値より計
算した。

【００１８】よって、この方法を用いることにより、光
学顕微鏡および低倍率の電子顕微鏡では測定が困難であ
る１μm 未満の介在物観察および測定も技術的になんら
問題なく行うことができた。今回の測定により得られた
結果は、介在物の分布が鋼板面内方向において等方的で
あると推測できるので、試料の平均的な介在物存在状況
を十分に代表しているものと考えられる。

【００１９】以下、介在物量の測定はすべてこの方法に
準じて行った。ここでの介在物は、上述した測定方法か
らも明らかなように、鋼中の非金属介在物の全てを包含
することを意味しており、当然硫化物系やAlN, Al₂O₃な
どの析出物等も含むことは言うまでもない。ここで、鉄
損特性は25cmエプスタイン法により調べ、従来は考慮に
入れていなかった試料中の歪などの影響も考慮して、特
性を比較した。

【００２０】かくして積極的に鋼中介在物の大きさおよ
びサイズごとの体積分率を制御することにより、効果的
に鉄損を低減することができ、ひいては従来の不純物成
分量および介在物量を低減する清浄な無方向性電磁鋼板
の製造手段による低鉄損化よりも、清浄化することなく
一層低い鉄損を安定して得られるようになった。。

【００２１】しかしながら、上記の鋼板には、前述した
とおり、磁気異方性に関して若干の問題を残していた。
そこで発明者らは、さらにこの点について検討を重ねた
結果、熱延板焼鈍、冷間圧延および仕上げ焼鈍に工夫を
加えることにより所期した目的が有利に達成されること
の知見を得た。なお、この発明では、磁気異方性として
Ｃ方向（圧延方向に対して直角方向）だけでなく、Ｄ方
向（圧延方向に対して45°方向…対角）の値についても
考慮に入れた。

【００２２】すなわち、この発明は、上記の知見に基づ
いてなされたもので、その要旨とするところは以下の通
りである。 Ｃ：0.01mass％以下、Si：2.5 〜5.0 mass％ Mn：0.1 〜1.5 mass％及びAl：2.0 mass％以下を含み、
かつＳ：0.0030mass％以下、Ｎ：0.0030mass％以下及び
Ｏ：0.0020mass％以下に抑制し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼スラブを、スラブ加熱後、熱間圧延し、つい
でコイルに巻取った後、熱延板焼鈍を施してから、１回
又は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで仕上
げ焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製
造するに当たり、スラブ加熱温度を1150℃以下とし、コ
イルに巻取った後、 900〜1100℃の温度範囲にて10秒〜
３分間の熱延板焼鈍を施し、ついで圧下率：60〜90％で
の冷間圧延後、 900〜1100℃, 10〜60 minの仕上げ焼鈍
を施すことを特徴とする磁気異方性の小さい低鉄損無方
向性電磁鋼板の製造方法（第１発明）。

【００２３】 第１発明において、鋼スラブが、さら
に、 Al：2.0 mass％以下 を含む組成になる磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電
磁鋼板の製造方法（第２発明）。

【００２４】 第１または第２発明において、鋼スラ
ブが、さらに、 Ｐ：0.005 〜0.15mass％ を含む組成になる磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電
磁鋼板の製造方法（第３、第４発明）。

【００２５】 Ｃ：0.01mass％以下、Si：2.5 〜
5.0 mass％およびMn：0.1 〜1.5 mass％を含み、かつ
Ｓ，ＮおよびＯの混入をそれぞれＳ：0.0030mass％以
下、Ｎ：0.0030mass％以下およびＯ：0.0020mass％以下
に抑制し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、
スラブ加熱後、熱間圧延し、ついでコイルに巻取った
後、熱延板焼鈍を施してから、１回又は中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延を行い、ついで仕上げ焼鈍を施す一連の
工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、ス
ラブ加熱後、 600℃以上の温度でコイルに巻取った後、
900〜1100℃の温度範囲にて10秒〜３分間の熱延板焼鈍
を施し、ついで圧下率：60〜90％での冷間圧延後、900
〜1100℃, 10〜60 minの仕上げ焼鈍を施すことを特徴と
する磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電磁鋼板の製造
方法（第５発明）。

【００２６】 第５発明において、鋼スラブが、さら
に、 Al：2.0 mass％以下 を含む組成になる磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電
磁鋼板の製造方法（第６発明）。

【００２７】 第５発明または第６発明において、鋼
スラブが、さらに、 Ｐ：0.005 〜0.15mass％ を含む組成になる磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電
磁鋼板の製造方法（第７、第８発明）。

【００２８】Ｃ：0.01mass％以下、Si：2.5 〜5.0 ma
ss％およびMn：0.1 〜1.5 mass％を含み、かつＳ，Ｎお
よびＯの混入をそれぞれＳ：0.0030mass％以下、Ｎ：0.
0030mass％以下およびＯ：0.0020mass％以下に抑制し、
残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、スラブ加熱
後、熱間圧延し、ついでコイルに巻取った後、熱延板焼
鈍を施してから、１回又は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧
延を行い、ついで仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって
無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、スラブ加熱温度
を1150℃以下とし、 600℃以上の温度でコイルに巻取っ
た後、900〜1100℃の温度範囲にて10秒〜３分間の熱延
板焼鈍を施し、ついで圧下率：60〜90％での冷間圧延
後、 900〜1100℃, 10〜60 minの仕上げ焼鈍を施すこと
を特徴とする磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電磁鋼
板の製造方法（第９発明）。

【００２９】 第９発明において、鋼スラブが、さら
に、 Al：2.0 mass％以下 を含む組成になる磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電
磁鋼板の製造方法（第１０発明）。

【００３０】 第９または第１０発明において、鋼ス
ラブが、さらに、 Ｐ：0.005 〜0.15mass％ を含む組成になる磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電
磁鋼板の製造方法（第１１、第１２発明）。

【００３１】以下、実験結果に基づきこの発明を説明す
る。Ｃ：0.005mass ％、Si：3.5 mass％およびMn：0.2
mass％を含み、かつＳ：0.0030mass％以下、Ｎ：0.0030
mass％以下およびＯ：0.0020mass％以下を含有し、さら
に４μm 以上の大きさの鋼中介在物が全鋼中介在物に対
して体積分率で60％以下で、かつ、１μm 未満の大きさ
の鋼中介在物が全鋼中介在物に対して体積分率で15％以
下である無方向性電磁鋼板における熱延板焼鈍温度がリ
ング特性におよぼす影響について調査した結果を図５に
示す。なお、上記電磁鋼板は、スラブ加熱温度：1140
℃、巻取り温度：610 ℃とし、熱延板を各温度で１分間
保持したのち、圧下率：75％で0.5 mm厚に冷間圧延し、
つづいて1000℃で30秒間の仕上げ焼鈍を施して製造した
ものである。また、リング特性は、試料に巻き線を行う
リング測定と相関の良いＬ＋２Ｄ＋Ｃエプスタイン法で
測定し評価した。Ｌ＋２Ｄ＋Ｃエプスタイン法の測定は
圧延方向（Ｌ）、圧延直角方向（Ｃ）、対角 (45°) 方
向（Ｄ）の試料を枚数比１：１：２で用いた測定方法で
ある。今回の測定には試料８枚を用いて測定した。さら
に図５には比較のため成分組成は同様であるがサイズご
との介在物の体積分率が上記範囲を外れる従来例につい
ての調査結果も併せて示す。

【００３２】同図から明らかなように、成分組成および
介在物分布が上記の範囲を満足する鋼板においては、熱
延板焼鈍温度を900 〜1100℃の範囲に制限することによ
り、良好なリング特性が得られ、特にＤ方向の磁性が著
しく改善されている。このような現象の詳細なメカニズ
ムは不明であるが次のとおりと考えられる。通常、熱延
板焼鈍温度の上昇に伴い、仕上焼鈍後の製品板集合組織
において(110) 001 方位が発達し、ＤおよびＣ方向の磁
性が劣化する。しかしながら、介在物のサイズごとの体
積分率を上記範囲に制御した無方向性電磁鋼板において
は、焼鈍温度の上昇に伴い、製品板集合組織において
｛100 ｝<uvw> 方位が発達し、その結果、Ｄ方向の磁性
ひいてはリング特性が改善されたものと考えられる。

【００３３】次に、冷間圧延圧下率の影響について調べ
た結果を記す。Ｃ：0.003mass ％、Si：3.5 mass％、M
n：0.3 mass％およびAl：0.7 mass％を含み、かつ、
Ｓ：0.0030mass％以下、Ｎ：0.0030mass％以下および
Ｏ：0.0020mass％以下に抑制し、残部は実質的にFeの組
成になり、さらに４μm 以上の大きさの鋼中介在物が全
鋼中介在物に対して体積分率で60％以下、１μm 未満の
大きさの鋼中介在物が全鋼中介在物に対して体積分率で
15％以下である無方向性電磁鋼板における冷間圧延圧下
率がリング特性におよぼす影響を図６に示す。なおこれ
らの電磁鋼板は、1080℃の温度でスラブ加熱し、熱間圧
延して570 ℃の温度で巻き取った熱延板を900 ℃で100
秒間熱延板焼鈍し、種々の圧下率で冷間圧延し（冷延板
厚みは0.5 mmと一定にした）、1080℃で10秒間仕上げ焼
鈍して製造した。また図６には比較のため成分組成は同
様であるがサイズごとの介在物体積分率が上記範囲を外
れる従来例についての調査結果も併せて示す。

【００３４】同図より明らかなように、サイズごとの介
在物が好適に制御されている場合、冷間圧延圧下率を60
〜90％の範囲に規定することにより良好なリング特性が
得られている。この理由は、かかる冷間圧延を施すこと
によって｛100 ｝<uvw> 方位の発達が一層促進されるこ
とによるものと考えられる。

【００３５】次に、仕上焼鈍温度がリング特性におよぼ
す影響について調べた結果を図７に示す。図７は、図６
で使用した試料のうち、板厚2.0mm の熱延板を用い、11
00℃で10秒間熱延板焼鈍後、0.5mm 厚（圧下率：75％）
に冷間圧延し、各温度で20秒間仕上げ焼鈍を施した試料
についてのものである。なお、図７には比較のため成分
組成が同様の従来例についての調査結果も併せて示す。
この結果、仕上げ焼鈍温度が900 〜1100℃の範囲におい
てとりわけ良好なリング特性が得られている。

【００３６】上記は、サイズごとの介在物を好適に制御
することにより、粒成長性が良好になり、従来材に比し
低い仕上げ焼鈍温度でも良好なリング特性が得られたも
のと考えられる。

【００３７】

【作用】以下に、この発明の限定理由について説明す
る。まず、成分組成について述べる。 Ｃ：0.01 mass ％以下 Ｃは、磁気特性の面からは有害な成分であり、極力低減
するのが好ましいため、その含有量は0.01 mass ％以下
とする。

【００３８】Si：2.5 〜5.0 mass％ Siは、固有抵抗を高めることによって鉄損を低減する有
用な成分であるので、低鉄損化のために含有量は2.5 ma
ss％以上が必要であり、一方含有量が5.0 mass％を超え
ると冷延性が阻害されるので、その含有量の上限は5.0
mass％とする。

【００３９】Mn：0.1 〜1.5 mass％ Mnは、スラブ加熱時の固溶Ｓ量低減に効果があり、ま
た、Ｓに起因した熱間脆性を抑制するために添加される
ものであるが、含有量が0.1 mass％未満ではその効果に
乏しく、一方、1.5 mass％を超えると磁気特性の劣化を
招くので、その含有量は0.1 〜1.5 mass％の範囲とす
る。以上、基本成分について説明したが、この発明では
さらに以下の成分を含有させることができる。

【００４０】Al：2.0 mass％以下 Alは、鋼の脱酸やAl系の析出物量の低減に寄与する他、
Siと同様、固有抵抗を高めて、鉄損を向上させる上でも
有用な成分であるが、しかし、含有量が2.0 mass％を超
えると冷延性の劣化を招くので、その含有量は2.0 mass
％以下が好適である。

【００４１】Ｐ：0.15mass％以下 Ｐは、鉄損の改善に有効であるが0.15mass％を超えると
冷延性が著しく劣化するので、その含有量は0.005 〜0.
15mass％の範囲が好適である。

【００４２】Ｓ：0.0030mass％以下 Ｓは、不純物成分の中で特に重要であり、前述したとお
りその含有量を0.0030mass％以下に抑制することが必要
である。すなわち、ＳおよびＮは、粗大介在物の核とな
る硫化物および窒化物を形成するが、とくにＳはその傾
向が強く、例えば、Si：3.8 mass％を含む無方向性電磁
鋼板の従来材およびこの発明にしたがう介在物制御を施
した試料の鋼中Ｓ量と鉄損との関係を示す図８から明ら
かなように、介在物制御による鉄損の低減効果がＳ量の
高いレベルでは阻害されてしまう。よってＳ含有量は0.
0030mass％以下とする。

【００４３】Ｎ：0.0030mass％以下 Ｎは、Ｓと同様に、粗大介在物の核となる窒化物を形成
し、また、微細な介在物としても鋼中に存在する。そし
て0.0030mass％を超えるＮを含んでいると鉄損の劣化を
招くので、その含有量は0.0030mass％以下とする必要が
ある。

【００４４】Ｏ：0.0020mass％以下 Ｏは、その含有量の低減が鉄損改善に直接結びつくこと
は広く知られている事実である。特に0.0020mass％を超
えるＯを含んでいると鉄損の劣化を招くので、その含有
量は、0.0020mass％以下とする必要がある。その他、成
分としてSb、Sn、CuおよびNiなどを必要に応じて添加す
ることもできる。

【００４５】次に、この発明の製造方法について述べ
る。この発明の対象となる無方向性電磁鋼板は、おおむ
ね通常の製造方法にしたがって製造するが、その製造に
際しては、鋼中の介在物の大きさ毎の体積分率制御に留
意することが肝要である。

【００４６】すなわち、吹錬を行って脱硫、脱ガス処理
を施した溶鋼を連続鋳造法もしくは造塊−分塊圧延法に
よってスラブとし、ついで、スラブ加熱後、熱間圧延お
よび冷間圧延を施し、しかるのち最終仕上げ焼鈍を施す
わけであるが、この成分調整、脱硫、脱ガスなどの鋼の
溶製工程および熱間圧延工程において鋼中介在物のサイ
ズおよびサイブごとの体積分率は主として制御される。

【００４７】製品板における４μｍ以上の大きさの鋼中
介在物の全介在物体積に対する体積分率を60％以下とす
るためには、溶製段階において、Ｓ≦0.0030mass％、Ｎ
≦0.0030mass％、Ｏ≦0.0020mass％とする必要があり、
そのためには適切な脱硫、脱窒、脱酸処理を施して、
Ｓ，Ｎ，Ｏ等の不純物元素につき、それぞれ上記の範囲
に抑制することが重要である。

【００４８】たとえば、脱硫処理としてはCa等を含む脱
硫フラックス、またはＲＥＭ（希土類成分：Ceが約50
％）と上記脱硫フラックスとを併用して脱硫を行えばよ
い。また、製品板における１μｍ未満の介在物の占める
体積分率を15％以下にするためには、スラブ加熱温度を
1150℃以下とするか、または巻取り温度を600 ℃以上と
するか、少なくともいずれか一方の処理を施すことが必
要である。

【００４９】というのは、スラブ加熱温度を1150℃以下
とすると、熱間圧延時において、４μｍを超えるほどの
析出介在物の粗大化、さらには１μｍを下回るほどの析
出物の再固溶−微細析出が共に抑制され、鉄損の劣化要
因である粗大介在物と共に微細介在物の生成が低減され
るからであり、また巻取り温度を600 ℃以上とすると、
同様に、微細介在物の生成が低減されるからである。す
なわち、巻取り温度を600 ℃以上とすることにより熱間
圧延時に析出した１μｍ未満の微細析出物を効果的に粗
大化して、弊害が比較的小さい１〜４μｍの介在物とす
ることができるからである。

【００５０】なお、スラブは一度冷却してから加熱して
熱間圧延を行っても、鋳造あるいは分塊圧延後降温する
ことなく熱間圧延もしくは再加熱−熱間圧延を行っても
どちらでもよい。かくしてコイルに巻き取った熱延板
は、その後熱延板焼鈍、１回又は中間焼鈍を挟む２回の
冷間圧延、仕上げ焼鈍工程を経て最終製品とする。これ
らの工程について以下に順に述べる。

【００５１】・熱延板焼鈍 前掲図５に示したように、熱延板焼鈍温度が900 ℃未満
では磁気異方性の改善効果が小さく、特にＤ方向の改善
効果に乏しい。また、1100℃を超えるとやはり磁気異方
性の改善効果がなくなるほか、設備上の問題や製造コス
ト上の問題が生じる。よって、熱延板焼鈍温度は900 〜
1100℃の範囲とするが、磁気異方性をより小さくするた
めには950 〜1050℃の範囲が好ましい。

【００５２】また、焼鈍時間は、10秒間未満では磁気異
方性が小さくならず、特にＤ方向の磁気特性向上効果が
見られないので、10秒間以上とし、３分間を超えると生
産性の低下や製造コストの上昇を招くので３分間以下と
する。

【００５３】・冷間圧延 熱延板焼鈍後の冷間圧延は１回法又は中間焼鈍を挟む２
回法で行うが、良好な磁気特性を得るためには、前掲図
６に示したとおり、その圧下率は60〜90％の範囲とする
必要がある。より好ましくは65〜90％の範囲がよく、か
くすることにより磁気特性の面でさらに優れたものとな
る。なお、これらの圧延は温間で圧延してもよく、同様
の効果を得ることができる。

【００５４】・仕上げ焼鈍 冷間圧延につづいて仕上げ焼鈍を施すが、前掲図７に示
したように、その焼鈍温度が900 ℃未満では再結晶後の
結晶粒成長が不十分なため良好な磁気特性が得られず、
1100℃を超えるとやはり磁気特性の劣化が生じる。ま
た、その焼鈍時間が10秒間未満では再結晶後の結晶粒成
長が不十分で良好な磁気特性が得られず、１分間を超え
ると生産性の低下や製造コストの上昇を招く。よって、
仕上げ焼鈍条件は、900 〜1100℃の温度範囲で10秒間〜
１分間の範囲の保持時間とする。

【００５５】

【実施例】

実施例１ 転炉吹錬により種々の成分組成に調整した溶鋼をそれぞ
れ連続鋳造によりスラブとした。なお、上記の溶製にあ
たっては、脱硫、脱酸ならびに脱ガス処理を強化して行
った。これらのスラブは、加熱後熱間圧延により熱延板
としたのち、コイルに巻き取った。ついで熱延板を酸洗
後、連続焼鈍してから、冷間圧延（１回圧延法）により
最終板厚とし、しかるのち仕上げ焼鈍を施した。かくし
て得られたそれぞれの鋼板について、介在物のサイズ別
体積分率を測定するとともに、鉄損および磁束密度の測
定を行った。なお、磁気測定は25cmエプスタイン法（Ｌ
＋２Ｄ＋Ｃ）により測定し、介在物サイズ別体積分率の
測定は電子顕微鏡により測定した。

【００５６】鋼の溶製条件および成分組成を表１にまと
めて示し、スラブ加熱温度等の鋼板の製造条件および介
在物サイズ別体積分率、磁気特性の測定結果を表２にま
とめて示す。

【００５７】

【表１】

【００５８】

【表２】

【００５９】表２から明らかなようにこの発明に適合す
る試料は、鉄損が低く、磁束密度および磁気異方性に優
れていることが分かる。

【００６０】実施例２ 実施例１で使用した鋼符号Ａ−２のスラブを加熱温度：
1080℃〜1170℃で加熱したのち、熱間圧延により熱延板
とし、コイルに巻き取った。ついで熱延板を連続焼鈍し
てから、800 ℃×30秒の中間焼鈍を挟む２回圧延法によ
り最終板厚とし、しかるのち仕上げ焼鈍を施した。かく
して得られたそれぞれの鋼板について、介在物のサイズ
別体積分率を測定するとともに、鉄損および磁束密度の
測定を行った。なお、磁器測定は25cmエプスタイン法
（Ｌ＋２Ｄ＋Ｃ）により測定し、介在物サイズ別体積分
率の測定は電子顕微鏡により測定した。スラブ加熱温度
等の鋼板の製造条件および介在物サイズ別体積分率、磁
気特性の測定結果を表３にまとめて示す。

【００６１】

【表３】

【００６２】表３から明らかなようにこの発明に適合す
る試料は鉄損が低く、磁束密度および磁気異方性に優れ
ていることが分かる。

【００６３】

【発明の効果】かくしてこの発明に従い、無方向性電磁
鋼板の製造に際し、Ｓ，ＮおよびＯの混入を極力抑制し
た上で、スラブ加熱温度および熱延板巻取温度を調整す
ることによってサイズごとの鋼中介在物分布を制御し、
さらに熱延板焼鈍、冷間圧延および仕上げ焼鈍条件を規
定することにより、鉄損の低減のみならず磁気異方性の
格段の向上を図ることができる。従って、この発明によ
る無方向性電磁鋼板は、モーターやトランス等の鉄心材
料として極めて有用であり、省エネルギーの観点からも
優れるものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】介在物個数と鉄損との関係を示すグラフであ
る。

【図２】介在物サイズごとの鉄損におよぼす影響の解析
結果を示すグラフである。

【図３】全介在物に対する４μm 以上の大きさの介在物
体積分率と鉄損との関係を示すグラフである。

【図４】全介在物に対する４μm 以上の大きさの介在物
体積分率が50％以下の鋼板の１μm 未満の介在物体積分
率と鉄損との関係を示すグラフである。

【図５】熱延板焼鈍温度がリング特性におよぼす影響を
示すグラフである。

【図６】冷間圧延圧下率がリング特性におよぼす影響を
示すグラフである。

【図７】仕上焼鈍温度がリング特性におよぼす影響を示
すグラフである。

【図８】鉄損と鋼中Ｓ量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 小原 隆史 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社鉄鋼開発・生産本部鉄鋼研究所 内

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.01mass％以下、 Si：2.5 〜5.0 mass％および Mn：0.1 〜1.5 mass％を含み、かつＳ，ＮおよびＯの混
   入をそれぞれ Ｓ：0.0030mass％以下、 Ｎ：0.0030mass％以下および Ｏ：0.0020mass％以下に抑制し、残部は実質的にFeの組
   成になる鋼スラブを、スラブ加熱後、熱間圧延し、つい
   でコイルに巻取った後、熱延板焼鈍を施してから、１回
   又は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで仕上
   げ焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製
   造するに当たり、 スラブ加熱温度を1150℃以下とし、コイルに巻取った
   後、 900〜1100℃の温度範囲にて10秒〜３分間の熱延板
   焼鈍を施し、ついで圧下率：60〜90％での冷間圧延後、
   900〜1100℃, 10〜60 minの仕上げ焼鈍を施すことを特
   徴とする磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電磁鋼板の
   製造方法。
2. 【請求項２】 請求項１において、鋼スラブが、さらに
   Al：2.0 mass％以下を含む組成になる磁気異方性の小さ
   い低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 請求項１または２において、鋼スラブ
   が、さらにＰ：0.005 〜0.15mass％を含む組成になる磁
   気異方性の小さい低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】Ｃ：0.01mass％以下、 Si：2.5 〜5.0 mass％および Mn：0.1 〜1.5 mass％を含み、かつＳ，ＮおよびＯの混
   入をそれぞれ Ｓ：0.0030mass％以下、 Ｎ：0.0030mass％以下および Ｏ：0.0020mass％以下に抑制し、残部は実質的にFeの組
   成になる鋼スラブを、スラブ加熱後、熱間圧延し、つい
   でコイルに巻取った後、熱延板焼鈍を施してから、１回
   又は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで仕上
   げ焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製
   造するに当たり、 スラブ加熱後、 600℃以上の温度でコイルに巻取った
   後、 900〜1100℃の温度範囲にて10秒〜３分間の熱延板
   焼鈍を施し、ついで圧下率：60〜90％での冷間圧延後、
   900〜1100℃, 10〜60 minの仕上げ焼鈍を施すことを特
   徴とする磁気異方性の小さい低鉄損無方向性電磁鋼板の
   製造方法。
5. 【請求項５】 請求項４において、鋼スラブが、さらに
   Al：2.0 mass％以下を含む組成になる磁気異方性の小さ
   い低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項４または５において、鋼スラブ
   が、さらにＰ：0.005 〜0.15mass％を含む組成になる磁
   気異方性の小さい低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】Ｃ：0.01mass％以下、 Si：2.5 〜5.0 mass％および Mn：0.1 〜1.5 mass％を含み、かつＳ，ＮおよびＯの混
   入をそれぞれ Ｓ：0.0030mass％以下、 Ｎ：0.0030mass％以下および Ｏ：0.0020mass％以下に抑制し、残部は実質的にFeの組
   成になる鋼スラブを、スラブ加熱後、熱間圧延し、つい
   でコイルに巻取った後、熱延板焼鈍を施してから、１回
   又は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、ついで仕上
   げ焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製
   造するに当たり、 スラブ加熱温度を1150℃以下とし、 600℃以上の温度で
   コイルに巻取った後、900〜1100℃の温度範囲にて10秒
   〜３分間の熱延板焼鈍を施し、ついで圧下率：60〜90％
   での冷間圧延後、 900〜1100℃, 10〜60 minの仕上げ焼
   鈍を施すことを特徴とする磁気異方性の小さい低鉄損無
   方向性電磁鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】 請求項７において、鋼スラブが、さらに
   Al：2.0 mass％以下を含む組成になる磁気異方性の小さ
   い低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】 請求項７または８において、鋼スラブ
   が、さらにＰ：0.005 〜0.15mass％を含む組成になる磁
   気異方性の小さい低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法。