JPH11236618A - 低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 より一層の低鉄損化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。 【解決手段】 冷延２回法により無方向性電磁鋼板を製
造するととし、熱延板焼鈍を、連続焼鈍の場合は900 〜
1100℃の温度範囲にて10秒〜３分間、箱焼鈍の場合は75
0 〜900 ℃の温度範囲にて0.5 〜12時間の条件で実施す
る。次いで、１回目の冷間圧延を実施してから900 〜11
00℃の温度範囲にて10秒〜３分間の中間焼鈍により最終
冷延前の鋼板の平均結晶粒径を50μm 以上とする。次い
で、最終冷延を圧下率45〜65％で行う。次いで、900 〜
1100℃の温度範囲にて10秒〜５分間最終仕上焼鈍を実施
する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】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無方向性電磁鋼板の
製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】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、電気機器に組み込まれたモーター
やトランス等に用いられている鉄心材料についても、よ
り一層の低鉄損化が望まれている。

【０００３】無方向性電磁鋼板の鉄損低減手段として
は、Si，Al等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にSi，Al等の添加量を現
行以上に増加させることは、圧延性の面で問題がある。
しかも、Si，Al等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】別の鉄損改善手段としては、鋼中の不純物
元素量を低減すること又は介在物及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がある。このうち、
鋼中の不純物元素量を低減する方法（例えば、特公平２
−５０１９０号公報）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、製銑及び
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及び製鋼の現状技
術のほぼ極限まで行っているので、高純度化によるより
一層の鉄損低減は製銑・製鋼技術の更なる進歩を待たな
ければならない。

【０００５】一方、介在物及び析出物個数の低減に関し
ては、特開昭５９−７４２５６号公報、特開昭６０−１
５２６２８号公報及び特開平３−１０４８４４号公報
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、これらの技術において鋼中
の介在物及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、したがって、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、製鋼技術の更なる進歩を待たなけ
ればならない。

【０００６】その他に、特開平８−４１５３８号公報に
おいては不純物混入を抑制し、スラブ加熱温度・巻取り
温度・熱延板焼鈍条件・冷間圧延圧下率及び仕上焼鈍条
件を調整することにより、介在物を制御して鉄損を低減
する技術が開示されている。また、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号公報に開示されてい
る。確かにこれらの公報に開示されている方法により鉄
損を改善することは可能であるが、添加Si量及び製造工
程に適合させた最適条件がすでに確立している現状で
は、より一層の鉄損低減は困難である。

【０００７】したがって、現在の高レベルの鉄損低減の
要求を満たすためには、これまでとは異なる手法によっ
て、より一層の鉄損改善を達成する方策を講ずる必要が
あるのである。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記のよ
うな実状に鑑み開発されたもので、より一層の低鉄損化
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。

【０００９】

【課題を解決するための手段】この発明は、Ｃ：0.005
wt％以下、Si：1.0 〜5.0 wt％、Mn：0.1 〜2.0 wt％、
Al：0.1 〜2.0 wt％を含有し、かつＳ，Ｎ及びＯの混入
をそれぞれＳ：0.0030wt％以下、Ｎ：0.0030wt％以下及
びＯ：0.0020wt％wt％以下に抑制した無方向性電磁鋼ス
ラブを熱間圧延し、次いでコイルに巻き取った後に熱延
板焼鈍を施してから、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を
行い、次いで最終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、熱延板焼鈍を、連
続焼鈍の場合は900 〜1100℃の温度範囲にて10秒〜３分
間、箱焼鈍の場合は750 〜900 ℃の温度範囲にて0.5 〜
12時間の条件で実施し、１回目の冷間圧延を実施した
後、900 〜1100℃の温度範囲にて10秒〜３分間の中間焼
鈍により最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径を50μm 以上
とし、最終冷延を圧下率45〜65％で行った後に、900 〜
1100℃の温度範囲にて10秒〜５分間の最終仕上焼鈍を実
施することを特徴とする低鉄損無方向性電磁鋼板の製造
方法である。

【００１０】次に、この発明を導くに到った実験結果に
ついて説明する。発明者らは、鉄損特性の向上を達成す
るために最終製品の集合組織に注目した。すなわち、従
来行われている冷延１回法では、最終製品板の板厚があ
らかじめ決まっていることから、冷延圧下率を大きく変
化させることは工業上困難であり、よって集合組織の大
きな改善は望めない。一方、中間焼鈍を挟んだ冷延２回
法においては、冷延１回法に比べれば集合組織を改善し
て鉄損を向上させることが可能であるのに、現在の高い
レベルの要求に応えられるほどの鉄損改善には到ってい
ないのが実状である。

【００１１】そこで、発明者らが種々の検討を重ねた結
果、熱延板焼鈍処理を施した後に冷延２回法で製造する
と、通常の冷延２回法を適用した場合に比べ、鉄損特性
が著しく向上するケースがあることを知見した。さら
に、この鉄損特性が著しく向上するケースについて詳細
な検討を行った結果、鉄損は中間焼鈍処理後すなわち、
最終冷延前の結晶粒径と最終冷延圧下率に依存すること
を新たに知見したのである。

【００１２】（実験１）Ｃ：0.002 wt％、Si：2.85wt
％、Mn：0.34wt％、Al：1.1 wt％、Ｓ：0.0017wt％、
Ｎ：0.0016wt％及びＯ：0.0014wt％を含有する無方向性
電磁鋼板用の連続鋳造スラブ（厚み220 mm）を1200℃に
加熱後、ラボ熱間圧延機により板厚：2.0 mmの熱延板と
した。次いで、この熱延板に900 ℃で150 秒の熱延板焼
鈍を連続焼鈍法により実施した後（一部、比較のために
熱延板焼鈍を施さないものも実施した。）、ラボ冷間圧
延機により板厚１mmの冷延板とし、この冷延板に種々の
条件で中間焼鈍を施すことにより、中間焼鈍後の粒径を
20〜150 μm に変化させた。中間焼鈍後のこれらの板
は、再びラボ冷間圧延機により板厚0.5 mmの厚さに冷延
した後、950 ℃で10秒間の最終仕上焼鈍を施した。かく
して得られた各製品板の集合組織を調査するとともに、
Ｌ，Ｃ方向のエプスタインサンプルを採取して（Ｌ＋
Ｃ）８枚エプスタイン測定により磁気特性を測定した。

【００１３】最終冷延前の粒径とエプスタイン測定によ
る鉄損との関係を図１に示す。同図から明らかなよう
に、最終冷延前の粒径が50μm 以上のときに著しく鉄損
改善効果が得られることが分かる。また、最終冷延前の
粒径が50μm 以上でも熱延板焼鈍を実施していない場合
は、鉄損改善効果が十分に得られないことが分かる。

【００１４】また、図２〜図４に、この実験で得られた
最終製品板の集合組織（ＯＤＦ表示、φ₂ ＝45°断面）
を示す。熱延板焼鈍なしの例（図４）や最終冷延前の粒
径が40μm の例（図３）では、磁性に悪影響を及ぼす
｛１１１｝面の集積が認められるのに対して、最終冷延
前の粒径が96μm （図２）の例では｛１１１｝面の集積
は弱まり、正キューブ及びゴス方位の集積が強くなって
いることが分かる。

【００１５】（実験２）Ｃ：0.0015wt％、Si：3.20wt
％、Mn：0.25wt％、Al：0.35wt％、Ｓ：0.0012wt％、
Ｎ：0.0014wt％及びＯ：0.0018wt％を含有する方向性電
磁鋼板用の連続鋳造スラブ（厚み 220mm）を1180℃に加
熱後、ラボ熱間圧延機により板厚：2.0 mmの熱延板とし
た。この熱延板に950 ℃で30秒の熱延板焼鈍を連続焼鈍
法で施した後、最終冷間圧延圧下率を変化させるために
ラボ冷間圧延機により0.52〜1.8 mmの冷延板とし、これ
らの冷延板に980 ℃で20秒の中間焼鈍を施すことによ
り、中間焼鈍後の粒径を約100 μm とした。中間焼鈍後
のこれらの板は、再びラボ冷間圧延機により板厚0.5 mm
の厚さに冷延した後、1000℃で10秒間の最終仕上焼鈍を
施した。かくして得られた製品板のＬ，Ｃ方向のエプス
タインサンプルを採取して（Ｌ＋Ｃ）８枚エプスタイン
測定により磁気特性を測定した。

【００１６】最終冷延圧下率とエプスタイン測定による
鉄損との関係を図５に示す。図５から明らかなように最
終冷延圧下率が45〜65％のときに鉄損特性が改善される
ことが分かる。また、図６〜図８にこの実験で得られた
最終製品板の集合組織（ＯＤＦ表示，φ₂ ＝45°断面）
の例を示す。最終冷延圧下率が58.3％の例（図６）で
は、正キューブ及びゴス方位の集積が強くなっているの
に対して、最終冷延圧下率が16.7％の例（図７）では正
キューブへの強い集積は認められない。また、最終冷延
圧下率が70.6％の例（図８）では、磁性に悪影響を及ぼ
す｛１１１｝面の集積が認められる。すなわち、最終冷
延圧下率を好適な範囲（この発明では45〜65％）とする
ことにより、磁性に有利な集合組織が得られることが明
らかになった。

【００１７】

【発明の実施の形態】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
が望ましいため、その含有量は0.005 wt％以下とする。
下限は特に規定しないが、経済上の理由から0.0001wt％
程度とすることが望ましい。

【００１８】Siは、電気抵抗を高め鉄損を改善するのに
有用な添加成分であり、また、α相形成成分であること
が知られている。この発明においては、中間焼鈍後の粒
径を50μm 以上にする必要があるので、中間焼鈍温度で
鋼板はα単相であること（γ変態しないこと）が好まし
い。このため、Si含有量は1.0 wt％以上が必要であり、
一方、Si含有量が5.0 wt％を超えると冷延性が阻害され
れるので、その含有量の上限は5.0 wt％とする。

【００１９】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、Mnの含有量が0.1 wt％未満で
はその効果に乏しく、一方、2.0 wt％を超えると却って
磁気特性の劣化を招くので、その含有量は0.1 〜2.0 wt
％の範囲とする。

【００２０】Alは、鋼の脱酸等に寄与するほか、Siと同
様、電気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、Alの含有量が0.1 wt％未満ではその効果に
乏しく、一方、含有量が2.0 wt％を超えると冷延性の劣
化を招くのでこき含有量の上限は2.0wt ％とする。

【００２１】以上、基本成分についての説明をしたが、
この発明では更に以下の成分を含有させることができ
る。Ｐは、鉄損改善に有効であるが、0.15wt％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 〜
0.15wt％の範囲が好適である。この他、Ｂ，Ni，Cu，S
n，Sb，Bi，Ca，Ge，REM 等を必要に応じて含有させる
ことができる。

【００２２】また、この発明では、Ｓ，Ｎ及びＯの含有
量を、以下のとおりに抑制することが肝要である。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0.0030wt％以下に抑制することが必要であ
る。すわなち、Ｓ及びＮは、硫化物及び窒化物を形成
し、これが結晶粒の成長性を劣化させたり、磁壁移動を
妨げたりして鉄損を劣化させるという結果を招くために
好ましくなく、特にＳはその傾向が強いのでＳ含有量は
0.0030wt％以下とする。

【００２３】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鋼中にも存在
する。そして、0.0030wt％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0.0030wt％以下とす
る。

【００２４】Ｏはその含有量の低減が鉄損低減に直接結
びつくことは広く知られている事実である。特に0.0020
wt％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0.0020wt％以下とする必要がある。

【００２５】次に製造プロセスについて説明する。この
発明では、前述した理由から最終製品の集合組織を改善
するために熱延板焼鈍と中間焼鈍を挟んだ冷延２回法に
よる製造が必須である。

【００２６】熱延板焼鈍は、集合組織改善のために欠か
せないプロセスであり、連続ラインによる連続焼鈍の場
合は900 〜1100℃の温度範囲にて10秒〜３分間の条件が
好適であり、箱焼鈍の場合は750 〜900 ℃の温度範囲に
て0.5 〜12時間の条件が好適である。すなわち、連続焼
鈍の場合の焼鈍温度が900 ℃に満たないと、磁気特性の
うち、磁束密度が劣化する。一方、1100℃を超えると充
分な鉄損特性が得られない。また、連続焼鈍時間が10秒
に満たないと充分な磁性が得られない。一方、３分間を
超えると生産性が低下する。箱焼鈍の場合の焼鈍温度が
750 ℃に満たないと、磁気特性のうち、磁束密度が劣化
する。一方、900 ℃を超えると鋼板表面の脱スケール性
が劣化する。また、箱焼鈍の時間が0.5 時間に満たない
と充分な磁性が得られない。一方、12時間を超えると脱
スケール性が劣化するうえに生産性が低下する。

【００２７】熱延板焼鈍の後に、１回目の冷間圧延を実
施してから、900 〜1100℃の温度範囲にて10秒〜３分間
の中間焼鈍を行って、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径
を50μm 以上とすることが重要である。最終冷延前の鋼
板の平均結晶粒径が50μm より小さいと、鉄損改善効果
が得られない。したがって、中間焼鈍は、900 〜1100℃
の温度範囲にて10秒〜３分間の条件のなかでも、焼鈍後
の鋼板の結晶平均結晶粒径が50μm 以上になる範囲で行
うことが肝要である。

【００２８】中間焼鈍後の最終冷間圧延の圧下率は、集
合組織を制御する上で非常に重要な因子であり、45〜65
％に制御する必要がある。圧下率が45％に満たない場合
及び65％を超える場合のいずれも、鉄損改善効果が十分
ではない。より好ましくは、図５から分かるように50〜
60％に制御することが鉄損を改善する上で更に有利であ
る。

【００２９】また、最終仕上焼鈍は、900 〜1100℃の温
度範囲にて10秒〜５分間の条件で実施するのが好適であ
る。その他の製鋼、熱延プロセスについては公知の無方
向性電磁鋼板の製造方法が適用できる。

【００３０】なお、特開平８−４１５３８号公報におい
てと、この発明と同様に熱延板焼鈍を施した上で、中間
焼鈍を挟んだ２回の冷延により無方向性電磁鋼板を製造
する方法が開示されているが、この発明が見いだしたよ
うな２回冷延法における最終冷延前の粒径や最終冷延圧
下率が鉄損特性向上に大きな影響を及ぼすことについて
はまったく記載されていない。すなわち、この特開平８
−４１５３８号公報においては、熱延板焼鈍を施した上
で冷延２回法により製造する方法において最終冷延前の
粒径や最終冷延圧下率の制御により鉄損を向上させる検
討はなされていないし、そのような思想も全くないので
ある。

【００３１】更に、特公昭６１−４８７６１号公報にお
いても同様に、その実施例３において、この発明と同様
に熱延板焼鈍を施した上で、中間焼鈍を挟んだ２回の冷
延により製造する方法が開示されていくが、最終冷延圧
下率がこの発明の規定する範囲とは明らかに異なる上
に、この公報においても最終冷延前や最終冷延圧下率の
粒径を制御することにより、集合組織を改善しようとす
る思想は全く示されていない。

【００３２】

【実施例】転炉吹錬により、表１に示す成分組成に調整
した溶鋼をそれぞれ連続鋳造によりスラブとした。な
お、上記の溶製に当たっては、脱硫、脱酸、ならびに脱
ガス処理を強化して行い、鋼中のＳ量、Ｏ量及びＮ量を
低減させた。

【００３３】

【表１】

【００３４】これらのスラブは熱間圧延により鋼Ａ：2.
4 mm、鋼Ｂ：2.2 mm、鋼Ｃ：2.0 mmの熱延板としたの
ち、コイルに巻き取った。次いで、熱延板に熱延板焼鈍
を施し（一部、比較のため熱延板焼鈍を省略）、中間焼
鈍を含む２回の冷延を行った後に最終仕上焼鈍を施し
た。各熱延板焼鈍、中間焼鈍、最終冷延圧下率等の製造
条件及び最終冷延前粒径、鋼板の鉄損特性の測定結果を
表２にまとめて示す。

【００３５】

【表２】

【００３６】

【発明の効果】かくしてこの発明によれば、無方向性電
磁鋼板を冷延２回法で製造することとし、その際、最終
冷延前の結晶粒径と最終冷延圧下率を調整することによ
り、従来に比して優れた鉄損特性を具備する無方向性電
磁鋼板を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】最終冷延前の平均結晶粒径と製品板の鉄損との
関係との関係を示すグラフである。

【図２】熱延板焼鈍を実施し、最終冷延前粒径が96μm
である場合の最終製品板の集合組織を示す図である。

【図３】熱延板焼鈍を実施し、最終冷延前粒径が40μm
である場合の最終製品板の集合組織を示す図である。

【図４】熱延板焼鈍を実施せず、最終冷延前粒径が96μ
m である場合の最終製品板の集合組織を示す図である。

【図５】最終冷間圧延の圧下率と製品板の鉄損との関係
を示すグラフである。

【図６】最終冷間圧延圧下率が58.3％である場合の最終
製品板の集合組織を示す図である。

【図７】最終冷間圧延圧下率が16.7％である場合の最終
製品板の集合組織を示す図である。

【図８】最終冷間圧延圧下率が70.6％である場合の最終
製品板の集合組織を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.005 wt％以下、 Si：1.0 〜5.0 wt％、 Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Al：0.1 〜2.0 wt％ を含有し、かつＳ，Ｎ及びＯの混入をそれぞれ Ｓ：0.0030wt％以下、 Ｎ：0.0030wt％以下及び Ｏ：0.0020wt％wt％以下 に抑制した無方向性電磁鋼スラブを熱間圧延し、次いで
   コイルに巻き取った後に熱延板焼鈍を施してから、中間
   焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、次いで最終仕上焼鈍
   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、 熱延板焼鈍を、連続焼鈍の場合は900 〜1100℃の温度範
   囲にて10秒〜３分間、箱焼鈍の場合は750 〜900 ℃の温
   度範囲にて0.5 〜12時間の条件で実施し、 １回目の冷間圧延を実施した後、 900 〜1100℃の温度範囲にて10秒〜３分間の中間焼鈍に
   より最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径を50μm 以上と
   し、 最終冷延を圧下率45〜65％で行った後に、 900 〜1100℃の温度範囲にて10秒〜５分間の最終仕上焼
   鈍を実施することを特徴とする低鉄損無方向性電磁鋼板
   の製造方法。