JPH0841603A

JPH0841603A - 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

Info

Publication number: JPH0841603A
Application number: JP6180106A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Yano; 浩史矢埜; Keiji Sato; 圭司佐藤; Takashi Obara; 隆史小原
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1994-08-01
Filing date: 1994-08-01
Publication date: 1996-02-13
Anticipated expiration: 2022-11-28
Also published as: JP4013262B2

Abstract

(57)【要約】【構成】無方向性電磁鋼板の成分組成中、とくにAlを
0.7〜2.0 ％に制限すると共に、（Si＋Al＋Mn）を 3.5
％以上に限定し、かつ板厚中心部における結晶組織が、
回折Ｘ線強度比：Ｉ(200),Ｉ(310),Ｉ(110),Ｉ(211) お
よびＩ(222) で表して、次式(1), (2) Ｉ(200) ＋Ｉ(310) −５・Ｉ(110) ≦２ ---(1) ２・Ｉ(211) ＋Ｉ(222) ≦５ ---(2) の関係を満足し、しかも圧延方向の鉄損Ｗ_15/50(L)、圧
延方向に対し直角方向の鉄損Ｗ_15/50(C)及び（Ｌ＋Ｃ）
方向の鉄損Ｗ_15/50(L+C)につき、次式(3),(4) 1.35 ≦Ｗ_15/50(C)／Ｗ_15/50(L)≦ 2.00 ---
(3) Ｗ_15/50(L+C)≦ 2.3 (W/kg) ---(4) の関係を満足させる。【効果】Ｌ方向及びＣ方向の磁気特性が共に優れ、特
にＬ方向の磁気特性が良好で、大型回転機用の鉄心材料
に使用した場合に、一方向性電磁鋼板に勝る特性が得ら
れる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、大型回転機用鉄心と
くにタービン発電機用鉄心の素材として好適な無方向性
電磁鋼板に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】大型回転機用鉄心は、扇形に加工された
数枚のセグメントから構成される場合が多く、素材の電
磁鋼板としては特に圧延方向（Ｌ方向）の磁気特性に優
れることが要求される。従って、この用途には、冷間ま
たは温間圧延によって最終製品板厚としたのち高温焼鈍
により(110) 001 方位を持つ結晶粒を優先的に成長させ
るいわゆる２次再結晶現象を利用して製造される一方向
性電磁鋼板が多用されてきた。

【０００３】しかしながら、大型回転機用鉄心材料とし
て使用される一方向性電磁鋼板は、最終焼鈍に長時間加
熱の箱焼鈍が必要であることから、コスト高になるとい
う不利があった。また、焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し
て高温の箱焼鈍を行うため、鋼板表面に酸化被膜が形成
され、この酸化被膜の影響により無方向性電磁鋼板に比
べると鋼板の打抜性がかなり劣るという問題があった。
これらの問題の解決策として、高価な箱焼鈍の代わりに
連続焼鈍を利用した一方向性電磁鋼板の製造方法が提案
された。

【０００４】例えば、特公昭51-20373号公報では、一方
向性電磁鋼の冷延板を脱炭焼鈍し、1000〜1100℃におけ
る保持時間を５〜10分間という比較的短時間とすること
からなる製造方法を提案している。また特開昭49-95816
号公報には、最終板厚とした冷延板を 500〜1000℃/min
の加熱速度で急速加熱し、 950℃超、1200℃以下の温度
で10分以内の仕上焼鈍を施すことからなる一方向性電磁
鋼板の製造方法が開示されている。さらに特開昭55-583
32号公報には、Ｃ含有量を0.01wt％（以下単に％で示
す）以下とし、脱炭焼鈍なしに、急速加熱、短時間均熱
による仕上焼鈍を行う方法が示されている。またさらに
特開平５-70833号公報には、仕上焼鈍前に 0.5〜５％の
冷間圧延を施すことにより、短時間仕上焼鈍を可能にす
る技術が開示されている。しかしながら、上記の技術は
いずれも、インヒビター（AlＮ, MnＳなど）を利用して
２次再結晶粒を発達させる技術であるため、短時間の連
続仕上焼鈍ではどうしても２次再結晶粒の発達が不安定
となり、磁気特性が安定しないという問題を抱えてい
た。

【０００５】なお、打抜性の改善策としては、研削によ
る酸化被膜除去法や酸化被膜を形成しない箱焼鈍方法な
どが提案されているが、いずれの方法もコスト高となる
問題を残していた。

【０００６】このような状況のもと、現在では、大型回
転機用鉄心として一方向性電磁鋼板の代わりにハイグレ
ードの無方向性電磁鋼板が使用されるようになってき
た。この無方向性電磁鋼板は、一方向性電磁鋼板に比べ
て製造コストが安く、また鋼板表面に酸化被膜を有しな
いので打抜性にも優れるという利点がある。しかしなが
ら、一方向性電磁鋼板に比べて圧延方向（Ｌ方向）の磁
気特性が劣っていることから、その改善が熱望されてい
る。

【０００７】従来、無方向性電磁鋼板の鉄損改善手段と
しては、SiやAlなどの合金元素の添加量を増やして鋼板
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
鉄損レベルを一層向上させるためにSi, Alなどの添加量
を増大することは、圧延性の面で問題が残る。

【０００８】また、鋼中の不純物元素および介在物、析
出物個数を低減することにより鉄損を改善する方法があ
る（例えば特開昭59-74258号公報、特開昭59-74256号公
報、特開昭60−152628号公報、特開平３−104844号公
報）。このような鋼中不純物の低減は、鉄損の低減に極
めて有効ではあるが、高純度化は製銑・製鋼技術に依存
するものであり、現在の製銑・製鋼技術では高純度化は
ほぼ限界まで達しているので、これらの技術による一層
の鉄損改善は、製銑・製鋼技術の進歩を待たなければな
らない。

【０００９】その他の鉄損改善手段として、冷間圧延条
件に工夫を加えて鉄損を改善する方法がある。例えば特
公昭56-22931号公報等にその技術が開示されているが、
これらの集合組織最適化による鉄損改善技術は、磁気異
方性を小さくすること（面内無方向）による磁性改善で
あり、その評価も、圧延方向（Ｌ方向）と圧延方向に対
して垂直な方向（Ｃ方向）の試料を同数だけ用いたエプ
スタイン測定による特性値いわゆる（Ｌ＋Ｃ）方向磁性
で行われていた。このように、従来は、単に（Ｌ＋Ｃ）
磁性のみが考慮されていただけで、一歩進んだ（Ｌ＋
Ｃ）磁性の良好な状態でのＬ方向磁性の改善には考慮が
払われておらず、また実際、（Ｌ＋Ｃ）磁性を劣化させ
ずにＬ方向の磁性を改善することは極めて困難でもあっ
た。

【００１０】特開平２−232319号公報に、２回冷延法に
よる無方向性電磁鋼板のハイグレード品の製造方法が開
示されている。しかし、この技術は、中間焼鈍に長時間
の箱焼鈍を必要とするため、生産性が劣るという問題が
あった。また特開平５−209224号公報に、冷延−焼鈍を
２回以上繰り返す無方向性電磁鋼板のハイグレード品の
製造方法が開示されている。しかしながら、この製造方
法は、前述したところと同様、（Ｌ＋Ｃ）磁性の改善の
みを目的としており、Ｌ方向磁性の改善については全く
考慮が払われていない。

【００１１】さらに、磁気異方性制御による磁性改善方
法として、特開昭58−120733号公報に、仕上焼鈍時の炉
内張力制御によって鉄損を改善する方法が開示されてい
る。しかしながら、張力制御により磁気異方性を大きく
してＬ方向磁性を高めようとする場合、（Ｌ＋Ｃ）磁性
が劣化するという問題があった。また、特開昭59-74225
号公報には、不純物の低減により磁気異方性を小さくし
て鉄損を改善する製造方法が開示されている。しかし、
この技術を利用して、不純物を増加して磁気異方性を大
きくした場合には、上記と同様、（Ｌ＋Ｃ）磁性が劣化
するという問題があった。

【００１２】以上説明したように、従来の無方向性けい
素鋼板の開発は、磁気異方性を小さくすることによる鉄
損改善技術が主であり、無方向性電磁鋼板のハイグレー
ド品のＬ方向磁性を改善することによる大型回転機の鉄
心に適した無方向性電磁鋼板については検討はほとんど
行われておらず、Ｌ方向およびＣ方向とも磁気特性が良
好で、なおかつ特にＬ方向の磁気特性に優れた安価な材
料を提供することはできなかった。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の現
状に鑑みて開発されたもので、圧延方向および圧延方向
に対して直角な方向の磁気特性が共に良好で、しかもＬ
方向の磁性にとりわけ優れた安価な大型回転機鉄心用材
料としての無方向性電磁鋼板を、その有利な製造方法と
共に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】さて発明者らは、上記の
要請に応えるべく、良好な磁気特性を有する安価な大型
回転機鉄心用電磁鋼板について鋭意検討を重ねた結果、
所期した目的達成のためには、鋼中Al量および最終冷延
工程が極めて重要であることの知見を得た。この発明
は、上記の知見に立脚するものである。

【００１５】すなわち、この発明は、Ｃ：0.006 ％以下、 Si：2.5 〜5.0 ％、 Al：0.7 〜2.0 ％、 Mn：0.05％以上を、 Si＋Al＋Mn：3.5 ％以上の範囲において含有し、残部は実質的にFeの組成にな
り、かつ板厚中心部における結晶組織の(200), (310),
(110), (211)および(222) 面からの回折Ｘ線の、ランダ
ム組織の対応する面からのそれに対する強度比を、それ
ぞれＩ(200),Ｉ(310),Ｉ(110),Ｉ(211) およびＩ(222)
としたとき、これらが次式(1), (2) Ｉ(200) ＋Ｉ(310) −５・Ｉ(110) ≦２ ---(1) ２・Ｉ(211) ＋Ｉ(222) ≦５ ---(2) の関係を満足し、しかも圧延方向の鉄損Ｗ_15/50(L)、圧
延方向に対し直角方向の鉄損Ｗ_15/50(C)および（Ｌ＋
Ｃ）方向の鉄損Ｗ_15/50(L+C)が、それぞれ次式(3),(4) 1.35 ≦Ｗ_15/50(C)／Ｗ_15/50(L)≦ 2.00 ---(3) Ｗ_15/50(L+C)≦ 2.3 (W/kg) ---(4) の関係を満足することからなる磁気特性の優れた無方向
性電磁鋼板である。

【００１６】またこの発明は、Ｃ：0.006 ％以下、 Si：2.5 〜5.0 ％、 Al：0.7 〜2.0 ％、 Mn：0.05％以上を、 Si＋Al＋Mn：3.5 ％以上の範囲において含有し、残部は実質的にFeの組成になる
含けい素鋼熱延板を、熱延板焼鈍後、中間焼鈍を挟む２
回以上の冷間圧延によって最終板厚としたのち、仕上焼
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、最終冷延前の中間焼鈍を 700〜1000℃の温
度範囲で行うと共に、最終冷延を圧下率：１〜15％、圧
延速度：1000 m/min以下の条件下で行うことからなる磁
気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法である。

【００１７】以下、この発明を由来するに至った実験結
果について説明する。まず、ターボジェネレーターにお
ける無方向性電磁鋼板の圧延方向（Ｌ方向）と圧延方向
に対して垂直方向（Ｃ方向）の鉄損比Ｗ_15/50(C)／Ｗ
_15/50(L)すなわちＣ／Ｌ比がステーターコアロスに及ぼ
す影響について調査した。実験には、通常タービン発電
機に使用される35P130クラスの一方向性電磁鋼板並びに
Ｃ／Ｌ比が異なる種々の無方向性電磁鋼板を用いた。Ｃ
／Ｌ比の異なる無方向性電磁鋼板は、２回冷延法の条件
を変化させることによって作製した。すなわち、転炉で
吹練した溶鋼を脱ガス処理し、ついでSi：3.0 〜3.8
％、Al：0.8 ％、Mn：0.2 ％を目標にして合金成分を添
加し、調整したその溶鋼を、連続鋳造してスラブとした
のち、熱間圧延により板厚：2.0 mmの熱延板とし、酸洗
後、焼鈍を施してから、１回目の冷間圧延を施した。つ
いで、中間焼鈍を施したのち、圧下率を０％から20％ま
で種々に変化させた２回目の冷間圧延により最終板厚と
した。その後、仕上焼鈍を施して最終製品とした。

【００１８】得られた製品を用いて、ステーターを作製
し、コアバック磁束密度が 1.5Ｔ，50Hzの場合における
ステーターコアロスについて調べた結果を、Ｗ_15/50(L+
C)をパラメーターとしてＣ／Ｌ比との関係で図１に示
す。なお、Ｌ，Ｃ方向の磁気特性はそれぞれ25cmエプス
タイン法により調べた。また、Ｗ_15/50(L+C)とは、Ｌ方
向とＣ方向の試料を同数だけ用いたエプスタイン測定に
よる鉄損すなわち（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損のことである。

【００１９】同図より明らかなように、一方向性電磁鋼
板におけるステーターコアロスの最小値は約3.25W/kgで
あるが、無方向性電磁鋼板であっても、（Ｌ＋Ｃ）磁性
（鉄損）が2.3 W/kg以下でしかもＣ／Ｌ比が1.35〜2.00
の範囲を満足するものは、ステーターコアロスが一方向
性電磁鋼板よりも小さくなることが判明した。なお、
（Ｌ＋Ｃ）磁性が2.3 W/kgを超える場合には、Ｃ／Ｌ比
が1.35以上でもステーターコアロスは一方向性電磁鋼板
より小さくならないことも明らかとなった。

【００２０】このように、Ｌ方向の鉄損Ｗ_15/50(L)、Ｃ
方向の鉄損Ｗ_15/50(C)および（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損Ｗ
_15/50(L+C)が、それぞれ次式(3), (4) 1.35 ≦Ｗ_15/50(C)／Ｗ_15/50(L)≦ 2.00 ---(3) Ｗ_15/50(L+C)≦ 2.3 (W/kg) ---(4) の関係を満足するようにすれば、大型回転機用鉄心材料
として、一方向性電磁鋼板よりも優れた無方向性電磁鋼
板が得られるというのが、今回見出した新規知見であ
る。

【００２１】そこで発明者らは、次に、無方向性電磁鋼
板における（Ｌ＋Ｃ）磁性およびＣ／Ｌ比に及ぼす合金
元素の影響について調査した。すなわち、転炉で吹練し
た溶鋼を脱ガス処理し、ついでSi：2.0 〜5.0 ％、Al：
０〜1.2 ％、Mn：0.1 〜１％を目標にして合金成分を添
加し、調整したその溶鋼を、連続鋳造してスラブとした
のち、熱間圧延により板厚：1.8 mmの熱延板とし、つい
で焼鈍後、酸洗を施してから、１回目の冷間圧延を施し
た。ついで、中間焼鈍を施し、酸洗後、０〜15％の２回
目の冷間圧延により0.5 mmの最終板厚とした。その後、
仕上焼鈍を施して最終製品とした。かくして得られた無
方向性電磁鋼板の合金元素量（Si＋Al＋Mn量）と鉄損Ｗ
₁₅ _/50(L+C)との関係について調べた結果を、図２に示
す。

【００２２】同図から明らかなように、（Si＋Al＋Mn）
量が 3.5％未満では（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損Ｗ_15/50(L+C)
を 2.3W/kg以下に低減することはできない。この理由
は、鋼中の（Si＋Al＋Mn）量が 3.5％に満たないと鋼板
の電気抵抗が小さすぎるため、十分な鉄損の低減が図れ
ないことによるものと考えられる。従って、（Si＋Al＋
Mn）量は 3.5％以上とする必要があることが判明した。

【００２３】次に、添加Al量と（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損お
よびＣ／Ｌ比との関係について調べた結果を、図３に示
す。同図から明らかなように、Ｃ／Ｌ比は 0.7％以上と
いうAlの多量添加によって効果的に増大する。また（Ｌ
＋Ｃ）方向の鉄損も、添加Al量の増加に伴う電気抵抗の
増加によって改善される。ここに、Al量が 0.7％以上に
なるとＣ／Ｌ比が著しく増大する理由についてはまだ明
確に解明されてはないが、鋼中Al量の増加により集合組
織うち(110) 成分が増加し、(200) 成分が減少したため
と考えられる。

【００２４】上記のように、（Si＋Al＋Mn）量を 3.5％
以上としかつAlを 0.7％以上とすることによって、おお
むね（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損Ｗ_15/50(L+C)が 2.3W/kg以下
でＣ／Ｌ比が1.35以上、従ってステーターコアロスを
3.25 W/kg以下にすることができるわけであるが、成分
調整だけでは必ずしも上記の特性を安定して得ることは
難しかった。そこで、この点についてさらに検討を重ね
た結果、磁気特性の安定化のためには最終冷延工程にお
ける圧下率および圧延速度が重要な意味を持つことが判
明した。

【００２５】すなわち、図４に示すとおり、最終冷延の
圧下率を１〜15％の範囲とした上で、1000 m/min以下の
速度で圧延して初めて、所望の特性が安定して得られる
ことが究明されたのである。なお、図４の実験に用いた
鋼板は、次の条件で作製されたものである。すなわち、
Ｃ：0.002 ％, Si：3.7 ％, Al：0.71％, Mn：0.7 ％,
Ｐ：0.007％, Ｓ：0.0010％, Ｎ：0.002 ％およびＯ：
0.0015％を含み、残部は実質的にFeの組成よりなる連鋳
スラブを、冷却することなく1080℃に加熱した後、熱間
圧延により２mm厚の熱延板とし、ついで 950℃, 45 min
の熱延板焼鈍、温間での１次圧延、 850℃, ２ minの中
間焼鈍、冷間での２次圧延および1000, 10ｓの仕上焼鈍
を施して、板厚：0.35mmの製品板とした。

【００２６】上記したように、所望の特性を安定して得
るには、成分調整のみならず圧延が重要な意味を持つと
いうことは、結局、鋼板に形成される集合組織が重要で
あることを示唆している。そこで発明者らは、次に、本
願発明で所期した磁気特性を得るのに必要な集合組織に
ついて、その解明を進めた。前掲図１に示した各鋼板に
ついて、その板厚中心部の組織と特性との関係について
調査した結果を、図５に示す。なお、集合組織の判定に
は、結晶組織の(200), (310), (110), (211)および(22
2) 面を利用し、これらの面からの回折Ｘ線の、ランダ
ム組織の対応する面からのそれに対する強度比Ｉ(200),
Ｉ(310),Ｉ(110),Ｉ(211) およびＩ(222) で評価した。
同図に示したとおり、ステーターコアロスを 3.25 W/kg
以下とするためには、上記の強度比で表して、次式(1),
(2) Ｉ(200) ＋Ｉ(310) −５・Ｉ(110) ≦２ ---(1) ２・Ｉ(211) ＋Ｉ(222) ≦５ ---(2) の関係を満足する組織とする必要があることが判明し
た。

【００２７】また、図６には、｛Ｉ(200) ＋Ｉ(310) −
５・Ｉ(110) ｝とAl含有量との関係について示すが、同
図に示したとおり、Al量が 0.7％以上であれば｛Ｉ(20
0) ＋Ｉ(310) −５・Ｉ(110) ｝が２以下となり、従っ
てコアロスを 3.25 W/kg以下に低減することができる。

【００２８】さらに、冷延圧下率および圧延速度と集合
組織との関係について調べた結果を図７に示すが、同図
より明らかなように、圧下率が１〜15％の範囲でかつ圧
延速度が1000 m/min以下であれば、前掲式(1), (2)の満
足を満足する集合組織が形成され、ひいては式(3), (4)
で規定される所望特性が得られるのである。

【００２９】

【作用】この発明において、鋼板の成分組成を前記の範
囲に限定した理由は次のとおりである。Ｃ：0.006 ％以下Ｃが 0.006％を超えて含有されると炭化物の析出による
磁気時効を生じ、鉄損の劣化を招くので、Ｃは 0.006％
以下に限定した。

【００３０】Si：2.5 〜5.0 ％ Siは、固有抵抗を高めることによって鉄損を低減する有
用元素であるが、含有量が 2.5％に満たないとその添加
効果に乏しく、一方 5.0％を超えると冷延性が阻害され
るので、 2.5〜5.0 ％の範囲に限定した。

【００３１】Al：0.7 〜2.0 ％鋼中Al量が 0.7％に満たないと、前掲図６に示したとお
り｛Ｉ(200) ＋Ｉ(310) −５・Ｉ(110) ｝を２以下にす
ることができず、ひいては前掲図３に示したとおり、1.
35以上のＣ／Ｌ比が得られず、その結果、良好なＬ方向
磁性が要求される大型回転機鉄心用電磁鋼板として適合
しなくなる。一方 2.0％を超えると冷延性が阻害される
ので、この発明ではAl量は 0.7〜2.0 ％の範囲に限定し
た。

【００３２】Mn：0.05％以上 Mnは、鋼中のＳと結合してMnＳを形成するが、含有量が
0.05％に満たないと微細なMnＳが生成して磁気特性に悪
影響を与えるので、かような微細MnＳが生成しない0.05
％以上を添加するものとした。

【００３３】Si＋Al＋Mn：3.5 ％以上この発明では、Si，AlおよびMnを上記の範囲に限定する
だけでは不十分で、これらの合計量も併せて規制する必
要がある。すなわち、（Si＋Al＋Mn）量が 3.5％に満た
ないと、前掲図２に示したとおり（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損
Ｗ_15/50(L+C)を 2.3 W/kg 以下まで低減することができ
ないので、（Si＋Al＋Mn）量は 3.5％以上とする必要が
ある。とはいえ、（Si＋Al＋Mn）量が 5.5％を超えると
冷延性に問題が生じるので、上限は 5.5％とすることが
好ましい。

【００３４】以上、必須成分について説明したが、その
他の不可避混入不純物については次のとおりである。Ｐ：0.2 wt％以下Ｐが、 0.2％を超えて含有されると冷延性が著しく劣化
するので、0.2 ％以下にすることが望ましい。

【００３５】Ｓ：0.01wt％以下Ｓは、鉄損改善の面からは少ないほど好ましいので、0.
01％以下に抑制することが望ましい。

【００３６】Ｎ：0.01wt％以下Ｎが、0.01％を超えて含有されると多量の窒化物が生成
し、磁気特性上好ましくないので、0.01％以下に抑制す
ることが望ましい。

【００３７】Ｏ：0.005 wt％以下Ｏ含有量が 0.005％を超えると磁気特性に悪影響を与え
るので、 0.005％以下に抑制することが望ましい。

【００３８】次に、この発明法に従う無方向性電磁鋼板
の製造方法について具体的に説明する。鋼の溶製法およ
びスラブ製造法については特に限定されることはなく、
常法に従えば良い。例えば、転炉−脱ガス装置を介して
所定の成分組成に溶製した後、連続鋳造法または造塊−
分塊圧延によってスラブとすれば良い。ついで加熱およ
び熱間圧延工程を経て熱延板とする。ここに、連続鋳造
法で製造したスラブは一旦冷却してから加熱して熱間圧
延を行っても、またスラブを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良い。

【００３９】ついで、熱延板焼鈍後、中間焼鈍を挟む２
回以上の冷間圧延によって最終板厚に仕上げるわけであ
るが、ここに熱延板焼鈍は 770〜1100℃の温度範囲で５
秒〜10時間程度が好適である。というのは、熱延板焼鈍
温度が 770℃に満たないと（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損を2.3
W/kg以下とすることが難しく、一方1100℃を超えると設
備の面および製造コストの面で問題が生じるからであ
る。また、熱延板焼鈍時間が５秒未満では、やはり（Ｌ
＋Ｃ）方向の鉄損を2.3 W/kg以下とすることが難しく、
一方10時間を超えると生産性の低下および製造コストの
上昇を招くからである。

【００４０】さて、この発明では、熱延板焼鈍後の冷延
工程が重要であり、特に最終冷延前の中間焼鈍を 700〜
1000℃の温度範囲で行うことと、最終冷延を圧下率：１
〜15％、圧延速度：1000 m/min以下の条件下で行うこと
が肝要である。すなわち、最終冷延前の中間焼鈍温度が
700℃未満では、圧延方向の鉄損が優れた電磁鋼板が得
られない。この理由は、中間焼鈍温度が 700℃未満では
中間焼鈍前の冷延による冷延組織の回復・再結晶が起こ
らず、２回目の圧延による圧延方向鉄損の改善効果が得
られないことによるものと考えられる。また、中間焼鈍
温度が1000℃を超えると（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損はかえっ
て劣化する。この理由は、集合組織のうち (200)成分が
減少しすぎたことによるものと考えられる。従って、最
終冷延前の中間焼鈍温度は 700〜1000℃の範囲に限定し
た。

【００４１】次に、最終冷延における圧下率が１％に満
たないと、板厚方向中心部まで均一に加工歪が入らず、
その結果、前掲図７に示したとおり、所望の集合組織が
得られない。一方、15％を超えると、集合組織のうち
(200)成分の減少に起因して（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損が劣
化する。従って、最終冷延における圧下率は１〜15％と
する必要がある。また、圧延時における圧延速度が1000
m/minを超えると、やはり板厚方向中心まで均一な加工
歪が入らないので、前掲図７に示したとおり、所望の集
合組織が得られず、その結果、前掲図４に示したとお
り、1.35以上のＣ／Ｌ比が得られないので、圧延速度は
1000 m/min以下とする必要がある。この圧延速度の下限
は特に限定されることはないけれども、生産性を考慮す
ると200 m/min 以上が現実的である。なお、圧延は冷間
および温間のどちらで行っても構わない。また、脱スケ
ール処理はどの工程間に行っても良好な特性が得られ
る。

【００４２】以上述べたとおり、成分組成を上記の適正
範囲に調整した上で、上述した制御冷延を行うことによ
って、次式(1), (2) Ｉ(200) ＋Ｉ(310) −５・Ｉ(110) ≦２ ---(1) ２・Ｉ(211) ＋Ｉ(222) ≦５ ---(2) の関係を満足する集合組織が得られ、その結果次式(3),
(4) 1.35 ≦Ｗ_15/50(C)／Ｗ_15/50(L)≦ 2.00 ---(3) Ｗ_15/50(L+C)≦ 2.3 (W/kg) ---(4) の関係を満足する優れた磁気特性の無方向性電磁鋼板が
得られるのである。なお、｛Ｉ(200) ＋Ｉ(310) −５・
Ｉ(110) ｝については、その値があまりに小さいとティ
ース部の鉄損が増大し、それに伴いステーターコアーロ
スも増大するので−７以上とするのが好ましい。また、
同様にＣ／Ｌ比が2.00を超えると、ティース部の鉄損が
増大し、ステーターコアロスが増大するので、Ｃ／Ｌ比
の上限は2.00に限定した。

【００４３】

【実施例】Ｃ：0.002 ％, Ｐ：0.007 ％, Ｓ：0.0010
％, Ｎ：0.002 ％およびＯ：0.0015％を含み、かつSi，
AlおよびMnをそれぞれ表１に示す量だけ含有し、残部は
実質的にFeの組成になるスラブを、熱間圧延によって２
mm厚の熱延板としたのち、表１に示す条件で熱延板焼
鈍、１次冷延、中間焼鈍、２次冷延および仕上焼鈍を施
して板厚：0.5 mmの製品板とした。得られた鋼板の集合
組織および鉄損特性について調べた結果を表２に示す。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】表２より明らかなように、この発明に従い
得られた無方向性電磁鋼板は、板厚中心部がＩ(200) ＋
Ｉ(310) −５・Ｉ(110) ≦２，２・Ｉ(211) ＋Ｉ(222)
≦５を満足する集合組織となっており、その結果、Ｗ
_15/50(L+C)が 2.3 (W/kg) 以下でかつＣ／Ｌ比が1.35以
上の良好な特性値が得られている。

【００４７】

【発明の効果】かくしてこの発明によれば、Ｌ方向およ
びＣ方向の磁気特性が共に優れ、しかもＬ方向の磁気特
性が特に良好で、大型回転機用の鉄心材料に使用した場
合に、一方向性電磁鋼板に勝る特性を有する無方向性電
磁鋼板を安価に得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｃ／Ｌ比がステータコアロスに及ぼす影響を示
したグラフである。

【図２】（Si＋Al＋Mn）量と（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損との
関係を示したグラフである。

【図３】添加Al量と（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損およびＣ／Ｌ
比との関係を示したグラフである。

【図４】最終冷延条件とＣ／Ｌ比との関係を示したグラ
フである。

【図５】鋼板中央部の集合組織とステータコアロスとの
関係を示したグラフである。

【図６】回折強度｛Ｉ(200) ＋Ｉ(310) −５・Ｉ(110)
｝とAl含有量との関係を示したグラフである。

【図７】最終冷延条件が集合組織に及ぼす影響を示した
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

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.006 wt％以下、 Si：2.5 〜5.0 wt％、 Al：0.7 〜2.0 wt％、 Mn：0.05wt％以上を、 Si＋Al＋Mn：3.5 wt％以上の範囲において含有し、残部は実質的にFeの組成にな
り、かつ板厚中心部における結晶組織の(200), (310),
(110), (211)および(222) 面からの回折Ｘ線の、ランダ
ム組織の対応する面からのそれに対する強度比を、それ
ぞれＩ(200),Ｉ(310),Ｉ(110),Ｉ(211) およびＩ(222)
としたとき、これらが次式(1), (2) Ｉ(200) ＋Ｉ(310) −５・Ｉ(110) ≦２ ---(1) ２・Ｉ(211) ＋Ｉ(222) ≦５ ---(2) の関係を満足し、しかも圧延方向の鉄損Ｗ_15/50(L)、圧
延方向に対し直角方向の鉄損Ｗ_15/50(C)および（Ｌ＋
Ｃ）方向の鉄損Ｗ_15/50(L+C)が、それぞれ次式(3),(4) 1.35 ≦Ｗ_15/50(C)／Ｗ_15/50(L)≦ 2.00 ---(3) Ｗ_15/50(L+C)≦ 2.3 (W/kg) ---(4) の関係を満足することを特徴とする磁気特性の優れた無
方向性電磁鋼板。
【請求項２】Ｃ：0.006 wt％以下、 Si：2.5 〜5.0 wt％、 Al：0.7 〜2.0 wt％、 Mn：0.05wt％以上を、 Si＋Al＋Mn：3.5 wt％以上の範囲において含有し、残部は実質的にFeの組成になる
含けい素鋼熱延板を、熱延板焼鈍後、中間焼鈍を挟む２
回以上の冷間圧延によって最終板厚としたのち、仕上焼
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、最終冷延前の中間焼鈍を 700〜1000℃の温
度範囲で行うと共に、最終冷延を圧下率：１〜15％、圧
延速度：1000 m/min以下の条件下で行うことを特徴とす
る磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。