JPS5970722A - 異方性の小さい電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は電磁鋼板の製造方法に関し、特に小型モータ
等の鉄芯材料として用いられる無方向性電磁鋼板の製造
方法に関するものである。

近年、省エネルギー等の観点から小型モータの効率向上
が強く要請されておシ、そのため小型モータの鉄芯材料
として使用されている電磁鋼板に対しても励磁特性が優
れた材料、すなわち磁束密度の高い材料が強く要求され
るようになっている。

具体的には、圧延方向および圧延方向に対し直角な方向
を含めた磁化力５０００　Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ１
ｏ値が１．８０Ｔ（テスラ）以上であることが要求され
ることが多い。

ところで磁束密度はその材料の集合組織に強く依存する
ものでちゃ、前述のようなり、。値１，８゜７以上を目
標とするために従来は結晶の（−１１０）［００１］方
位を圧延方向に揃えるととを中心として研究が進められ
てきた。しかしながら結晶の（１１０）　［Ｏ’０１　
］方位が圧延方向に強度に配向した鋼板は、圧延方向お
よびそれに直角な方向の磁気特性は優れているものの、
圧延方向に対し５５°近辺の角度をなす方向の磁気特性
は著しく劣るから、小型モーターの如き回転機器の材料
としては不適当であると考えられる。すなわち、回転機
器の材料としては異方性が小さいことが要求される。異
方性が小さくしかも磁気特性、特に磁束密度が高い電磁
鋼板の集合組織としては、理想的には鋼板圧延面上に（
１００）面を有しかつ圧延方向に＜００１＞軸を持つ集
合組織が望ましいが、このような集合組織を有する電磁
鋼板を工業的規模で製造することは難かしく、従来実用
化された例はない。

そこで本発明者等は、圧延面に（１００）面が平行でか
つ軸方位が圧延方向に対しランダムな結晶の集合組織、
すなわち（１００）　ＣＩ　ｍ　ｎ　）集合組織を有す
る異方性の小さい電磁鋼板の開発を進めた。圧延面に（
１００）面が平行な集合組織としては、（１ｏｏ）Ｃｏ
ｏｌ）方位の集合組織や（１００）［０１１）方位の集
合組織が代表的であり、前者の集合組織を有する電磁鋼
板の製造方法としては特開昭４８−３２７２２号に代表
される如く、強冷間圧延後に箱焼鈍する方法があるが、
前述したように実際には工業的規模で製造するのは困難
であった。一方後者の（１００）［０１１〕方位の集合
組織を有する電磁鋼板の製造方法としては、例えば特公
昭４１−４７６５号公報に記載されているように５５０
〜６００℃の温度範囲で温間圧延し、変形粒と再結晶粒
が混在する状態で圧延を終了し、α相域で最終焼鈍する
方法や、特公昭４１−７０５１号公報に記載されている
如く中間焼鈍を挾む２回の冷間圧延を施し、かつその中
間焼鈍を２００〜６００℃の温度範囲で施し、Ａ３変態
点以下の温度で最終焼鈍する方法、さらには特公昭５７
−１４４１１号公報に記載されているように、最終焼鈍
時のα−γ変態を利用する方法等が従来から知られてい
るが、前２者の方法は基本的には圧延により生じた転位
構造と蓄積された内部エネルギーを焼鈍前にＡ整し、最
終焼鈍時にそれらを解放させることによって（１００）
（０１１）方位の集合組織を発達させるものであって、
最終焼鈍には長時間を必要とする。一方後者の方法は最
終焼鈍時にα−γ変態処理を必要とするが、この場合の
冷却速度としては例えばＣ含有量が０．００３％の場合
約１０°ｃ／Ｉ＋ｒ以上を要し、このような冷却条件は
連続炉焼鈍では実現不可能である。このように従来の（
１００）［００１］集合組織および（ｒｏ　ｏ　）　［
０１１）集合組織の形成方法はすべて箱焼鈍による長時
間の・焼鈍を必要とし、そのため製造コストが高くなら
ざるを得ないのが実情である。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、圧
延面に（１００）面が平行で軸方位が圧延方向に対しラ
ンダムな（１００）［＋ｍｎ）集合組織を有する、異方
性が小さくかつ磁気特性、特に磁束密度特性の優れた電
磁鋼板を、工業的規模において低コストで製造し得る方
法を提供することを目的とするものである。

すなわち本発明者等は上述の目的を達成するべく鋭意実
験・検討を重ねたところ、中間焼鈍を挾む２回の冷間圧
延を施す際に、中間焼鈍後の結晶粒径を特定範囲の微細
粒径に制御すると同時に、中間焼鈍後の二次冷間圧延の
圧下率を特定範囲の軽圧延とすることによって、（１０
０）　Ｃ１ｒｎｎ　）集合組織を有する電磁鋼板を製造
でき、しかもその場合最終焼鈍を短時間として連続焼鈍
を適用し得ることを新規に見出し、この発明をなすに至
ったのである。

具体的には、この発明の製造方法は、Ｃ０，０４０チ以
Ｆ、Ｓｉ４．０％以下、Ｍｎ　０．０５〜０．５０％、
Ｍｌ、０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よシな
る熱延鋼帯に中間焼鈍を挾む２回の冷間圧延を施し、そ
の後仕上焼鈍を施す電磁鋼板の製造方法において、中間
焼鈍後の鋼板の結晶粒径が５〜２０μｍの範囲内となる
ように中間焼鈍を制御し、かつ中間焼鈍後の二次冷間圧
延を圧下率６〜１５係の範囲で施し、次いでＡ３変態点
以下の温度で仕上焼鈍を施すことを特徴とするものであ
る。

以上この発明の方法をさらに詳細に説明する。

先ずこの発明を完成するに至った知見について実験デー
タに基づいて説明する。

Ｃ０，００６％、Ｓｉ０．３４％、Ｍｎ　０．５０％、
届０．２５％、残部実質的にＦｅよりなる組成の連鋳ス
ラブを公知の熱間圧延によって厚さ２．３膿の熱延鋼帯
とし、この熱延鋼帯を７２．８〜７７．６％の範囲内の
圧下率で一次冷間圧延を施して中間板厚０．６２〜０．
５２ｍとし、しかる後窒素ガス雰囲気の連続炉によシ５
００〜８５０℃の範囲内の各種の温度で２分間中間焼鈍
した。次いで３〜２０％の範囲内の種々の圧下率で二次
冷間圧延を行ない、各々０．５０　ｍの最終板厚とした
。その後これらの各冷延板に窒素ガス雰囲気の連続炉に
て８ｏｏ℃×２分間の短時間仕上焼鈍を施し、電磁鋼板
製品を得た。得られた製品鋼板から外径９Ｑｍ、内径５
０咽のリング試料を打抜き、各１０枚を積層して各積層
体にそれぞれ２００ターンの１次および２次巻線を施し
、磁気測定を行って鉄損ｗ１５１５゜および磁束密度Ｂ
５ｏを調べた。そして磁気測定後に鋼板の集合組織を調
べた。まだ前述の工程中の中間焼鈍後、二次〜間圧延前
の鋼板について顕微鏡粗織観察を行ない、平均結晶粒径
を調べた。

上述の実験による磁気特性測定結果と中間焼鈍温度およ
び二次冷間圧延圧２−下率との関係を第１図に示す。第
１図から、磁束密度Ｂ５ｏは中間焼鈍温度および二次冷
間圧延圧下率に強く依存し、中間焼鈍温度６５０〜７０
０℃附近、二次冷間圧延圧下率１０％前後においてＢ１
１値が顕著に向上していることが明らかとなった。なお
鉄損値Ｗ１５／、。は中間焼鈍温度が６００℃を越える
附近で急激に減少し、６５０〜７００℃では必ずしも最
低ではないが充分に低い鉄損値となることが認められた
。

上述のように磁束密度Ｂ５ｏ値は中間焼鈍温度６５０〜
７００℃附近、二次冷間圧延圧下率１０チ前後で極めて
高い値が得られる。ここで６５０〜７００℃なる温度は
、この実験に供した鋼素材における再結晶初期温度（再
結晶開始温度）に相当し、しかもこの実験では中間焼鈍
を２分間の短時間焼鈍としている。したがってこの６５
０〜７００℃の２分間焼鈍によって鋼板の結晶組織は再
結晶初期状態の微細粒組織となっていることが予想され
る。中間焼鈍における再結晶初期温度は、Ｃの実験に供
した素材では前述の如く６５０〜７００℃程度であるが
、鋼索材の成分や鋼板の加工履歴によって変動する温度
であり、また同じ焼鈍温度でも焼鈍時間が変化すれば結
晶粒径も変化する。そして仕上焼鈍における結晶挙動は
中間焼鈍条件自体よりもむしろその中間焼鈍によって得
られた結晶粒径により大きな影響を受けるものと思われ
る。また中間焼鈍条件自体を規定することも実際上困難
である。そこで本発明者等は前述のように中間焼鈍後の
鋼板の結晶粒径を調べ、その結晶粒径および二次冷間圧
延圧下率と製品の磁束密度Ｂ５ｏとの関係を調査した。

その結果を第２図に示す。第２図から、磁束密度Ｂ５ｏ
は中間焼鈍後の結晶粒径と二次冷間圧延圧下率に大きく
依存し、結晶粒径が５〜２０μｍの範囲でしかも二次冷
間圧延圧下率が６〜１５チの場合に高い磁束密度Ｂ５゜
が得られることが判明した。このような実験結果から、
この発明の製造方法では中間焼鈍後の結晶粒径および二
次冷間圧延圧下率をもって規定することとした。

次に下記のＡ、Ｂ、Ｃの３種の条件によって中間焼鈍、
二次〜間圧延を行った板厚０．５闘の最終仕上焼鈍板（
製品）の集合組織を第３図（４）、　（Ｂ）　。

（Ｃ）にそれぞれ対応して示し、また各製品の磁気特性
（圧延方向、圧延方向に直角な方向、および圧延方向に
４５°の方向を含む磁気特性）を調べた結果を第１表に
示す。なお下記Ａ、Ｂ、Ｃの各条件以外は前記の実験と
同様に実施した。

Ａ：中間焼鈍温度は再結晶開始温度より低い温度の６０
０°Ｃとして２分間中間焼鈍し、また二次冷間圧延圧Ｆ
率は８％とした。この場合中間焼鈍後の結晶組織は圧延
組織のままであった。（比較法）Ｂ：中間焼鈍温度は再
結晶粒が粗大化傾向を示す８００°Ｃとして２分間中間
焼鈍し、また二次冷間圧延圧下率は８％とした。この場
合の中間焼鈍後の結晶粒径は２３μｍであった。（比較
法）Ｃ：中間焼鈍温度は再結晶初期温度である７００℃
として２分間中間焼鈍し、また二次冷間圧延圧下率は１
０チとした。この場合の中間焼鈍後の結晶粒径は前述の
範囲（５〜２０μｍ）の範囲内の１２μｍであった。（
本発明法） 第１表 第３図（Ａ）の集合組織は前述のＡ法、すなわち中間焼
鈍を再結晶開始温度以下の温度で行って中間焼鈍後の結
晶組織が圧延組織のままのものであり、この場合（１１
１）〔１１２〕を主方位としていることが明らかである
。また第３図（Ｂ）は前述のＢ法、すなわち中間焼鈍を
８００℃の高温で行って中間焼鈍後の結晶粒径が２３μ
ｍと粗大であったものであり、この場合（１１０）およ
び（２１１）方位の集合組織が強くあられれている。一
方第３図（Ｑは前述のＣ法、すなわちこの発明の方法に
したがって再結晶初期温度で中間焼鈍して中間焼鈍後の
結晶粒径を１２μｍとしたものであり、この場合（１０
０）集合組織が明確に発達し、かつ（１１１）集合組織
の形成が著しく抑制されていることが明らかである。（
１００）面には磁化容易軸である＜１００＞軸が最も多
く存在し、かつ磁化困難なく１１１＞軸が含まれておら
ず、そのだめＣ法による場合には第１表に示すように優
れた磁気特性が得られている。

次いで第３図に示した各鋼板について圧延方向に対し０
０．３５°、４５°、５５°および９０’の各方向に沿
ってそれぞれ採取したエプスタイン試験片を各４枚用い
てＢ５ｏ値を測定し、面内異方性を調べた。その結果第
４図に示すように本発明法の場合全体のＢ５ｏ値が高く
、シかも面内異方性が小さいことが判明した。このよう
に面内異方性が小さいことから（１００）面は圧延方向
に平行であるが軸方位は圧延方向に対しランダムな集合
組織、すなわち（１００）　Ｃｌ　ｍ　ｎ　］集合組織
が形成されていることが明らかである。

上述のように、中間焼鈍後の結晶組織を、５〜２０μｍ
の範囲内の再結晶初期の微細粒に調整し、しかも二次冷
間圧延を圧下率６〜１５係の範囲の軽圧延として結晶粒
に歪を導入することによって、連続炉焼鈍の如き短時間
の仕上焼鈍でも粒成長が著しく促進され、（１ｏｏ）［
１ｍｎ　）集合組織が形成されることが判明したのτあ
る。

次にこの発明の方法で使用される素材の成分限定理由を
説明する。

Ｃは磁気特性上有害な元素であるから可及的に含有量が
少ないことが好ましく、所期の磁気特性を得るため０．
０４０係以下とする。但しこの発明の方法では脱炭を目
的とする焼鈍を行わないのが通常であるから、Ｃは初期
段階から低いことが好ましく、その観点からは０．０１
０％以下とすることが望ましい。

Ｓｉは鉄損を小さくするに有効な元素であるが、４．０
チ以上添加すれば磁束密度が低下し、また圧延性が低下
するとともにコスト上昇を招くから、４．０％以下とす
る。

ＭｎはＳの存在による熱間脆性を抑制するために添加さ
れるが、０．０５％より少なければ熱間割れを防止する
効果が得られず、一方０．５０１よシも多ければ磁気特
性が劣化するから、Ｍｎは０．０５〜０．５０％の範囲
とした。

Ａｆｆｌは（１００）集合組織を発達させるに効果があ
り、磁気特性の向上に寄与する元素であるが、１０チよ
りも多くなれば圧延性が悪くなるから、局は１．０チ以
下とした。

この発明の方法に適用される鋼素材は、上述の各成分の
ほかは実質的にＦｅおよび不可避的不純物よりなるもの
であれば良い。

次にこの発明の方法による一連の製造工程をその工程順
に説明する。

先ず連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法によって前記
組成のスラブを得る。次いで公知の熱間圧延法によって
板厚２０〜３０胡程度の熱延板に仕上げる。但し板厚は
この寸法に限定されないことはもちろんである。次いで
その熱延板を一次冷間圧延【より０．５３〜０．５９ｍ
程度の中間板厚とし、中間焼鈍を施す。この中間焼鈍は
その後の二次冷間圧延前の鋼板の結晶粒径５〜２０μｍ
の再結晶初期状態となるように焼鈍温度、焼鈍時間を選
択して実施する。なおこのように再結晶初期状態とする
ための具体的な中間焼鈍温度は、この発明で用いる鋼組
成の場合通常は６５０〜７００℃程度であるが、前述の
ように組成のみならず加工履歴、特に−次冷間圧延圧下
率等によって変化する。まだ必要な焼鈍時間も焼鈍温度
によって異なるが、通常は１〜５分程度、より適切には
１〜３分程度である。なおまた、結晶粒径はほぼ硬さに
対応するから、実際の操業に当っては、硬さによって中
間焼鈍を管理しても良い。

上述のように中間焼鈍後の結晶粒径を５〜２０μｍに限
定する理由は次の通りである。すなわち、５μｍ未満の
結晶組織では圧延変形粒と再結晶粒とが混在した状態で
あって、その後の二次冷間圧延で生じた歪が仕上焼鈍に
おいて充分に解放されず、その結果仕上焼鈍時における
粒成長が遅れ、（１１］、　）集合組織が強くなって磁
気特性が劣化する。一方中間焼鈍後の結晶粒径が２０μ
ｍを越えれば二次冷間圧延後の仕上焼鈍によって（１１
，０）方位が発達し、面内異方性が強くなるため、小型
モーター等の回転機器材料として不適当となる。

中間焼鈍後には二次冷間圧延を行って最終板厚とする。

この二次冷間圧延における圧下率は６〜１５チの範囲内
とし、いわゆるスキンノくス程度の軽圧下とする。ここ
で圧下率が６％未満では充分な歪が導入されず、そのた
め仕上焼鈍における粒成長が充分でなくなる。一方圧工
率が１５チを越えれば、仕上焼鈍時の再結晶機構が、歪
エネルギー導入による粒界移動と核生成による回復、再
結晶との両者が混在したものとなり、その結果仕上焼鈍
後の集合組織は（１１０）成分が強くなり、面内異方性
が強くなって回転機器材料として不適当なものとなる。

このような二次冷間圧延後には上述のように仕上焼鈍を
施す。この仕上焼鈍はα−ｒ変態が生じないようにＡ３
点以下の温度で行えば良く、また仕上焼鈍温度の下限は
特に規定しないが前述のように再結晶を生ぜしめるため
、再結晶温度以上、すなわち通常は６５０℃程度以上と
する。なおこの仕上焼鈍は前述のように極めて短時間で
（ｉｏｏ）［＋ｍｎ）集合組織を形成し得るから、連続
炉焼鈍が充分に適用可能である。

このようにして得られた電磁鋼板は、圧延面に（１００
）面が平行でランダムな軸方位の（１００）Ｉ：Ｉｍｎ
〕集合組織を有するものであって、前記した如く磁束密
度が高くしかも面内異方性が小さいから、高効率モータ
ー川鉄芯材料として好適に使用することができる。

以上の説明で明らかなようにこの発明の方法によれば、
圧延面内の磁束密度が高く、シかも面内異方性が小さい
電磁鋼板を工業的規模で低コストで製造でき、特に仕上
焼鈍に長時間の焼鈍を要さずに短時間で足シることは、
連続炉焼鈍の適用を可能として、コスト低減に大きく貢
献することができるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は電磁鋼板製造過程における中間焼鈍温度および
二次冷間圧延圧下率と、仕上焼鈍後の製品の鉄損Ｗ　　
および磁束密度Ｂ５ｏとの関係を示５１５０ す相関図、第２図は中間焼鈍後の結晶粒径および二次冷
間圧延圧下率と、仕上焼鈍後の製品の磁束密度Ｂ５ｏと
の関係を示す相関図、第３図（Ａ）　、　（Ｂ）　。 （Ｃ）はそれぞれ仕上焼鈍後の製品の（２００）極点図
を示すものであって、（４）および（Ｂ）はそれぞれ比
較法による製品の極点図、（Ｃ）はこの発明の方法によ
る製品の極点図、第４図は第３図囚、　（Ｂ）　、　（
Ｃ）に示される各製品の磁束密度Ｂ５ｏと圧延方向に対
する角度との関係を示す相関図である。 出願人　川崎製鉄株式会社 代理人　弁理士豊田武人 （ほか１名）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ０，０４０係（重量係、以下同じ）以下、Ｓｉ４．０
   チ以下、Ｍｎ　０．０５〜０．５０　％、Ｍ　１．０　
   ％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる熱延鋼
   帯に中間焼鈍を挾む２回の冷間圧延を施し、その後仕上
   焼鈍を施す電磁鋼板の製造方法において、中間焼鈍後の
   鋼板の結晶粒径が５〜２０μｍの範囲内となるように中
   間焼鈍条件を制御し、かつ中間焼鈍後の二次冷間圧延を
   圧下率６〜１５％の範囲内で施して最終板厚に仕上げ、
   次いでＡ３変態点以下の温度で仕上焼鈍を施すことを特
   徴とする異方性の小さい電磁鋼板の製造方法。