JPS6191329A - 方向性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】 〈産業りの利用分野〉 この発明は、（１１０）＜００１＞を主方位とする低Ｓ
ｉ電磁銅板の製造方法に関するものである。

近年１２発電機、変圧器、電動機等の磁心材料として３
ｉ含有量：３％前後（以下、成分割合は重量％で示−ｆ
）の方向性珪素鋼板が多用されるよう１二なり、高Ｓｔ
含有鋼板は電気工業と欠くことができない重要な軟磁性
材料の位置を占めるに至っている。

ところが、最近、様々な電気機器類が広く一般（二普及
してきたこともあって、これら（二対して新しい観点か
らの要望がなされるよう６；なり、従来の珪素鋼板より
も一層安価で飽和磁束密度の高い軟磁性材料として期待
される純鉄系電磁鋼板が、依然、注ｉを集め出してきた
。

ところで、純鉄系電磁鋼板は１．従来の珪素鋼板（ニル
して製造工程が簡単なので製品価格の低減は可能である
が、顕著な方向性の賦与が極めて困難であることが知ら
れており、これまでの製造技術では磁気特性の面でかな
り劣ったものしか得ることができなかったのである。

そこで、製造コストの安い低Ｓｉもしくはノン３ｉの電
磁鋼板に所謂（１１０）＜００１＞方位を簡単ζ二かつ
安定して備えしめる手段な見出し、鉄損め面はともかく
、飽和磁束密度や磁化特性が従来の方向性珪素鋼板と同
等以上の、優れた磁気特性を有する電磁鋼板を低コスト
で生産することを０指した様々な研究が続けられてきた
。

〈従来の技術〉 通常、方向性電磁鋼板を製造するには、二次再結晶の際
、所定の潜伏期間を経た後口特定結晶粒を粗大化させる
ことが必要である。つまり、二次再結晶前に他の結晶粒
が粗大化するのを防止する必要がある。

もつとも、従来から２〜４ｇ６のＳｉ￥含む鋼板ではＭ
ｎＳがこの役目を果すことが知られては−いるが。

本発明材のような低Ｓｉ材ではα−ｒ変態があるため高
温焼鈍ができないのでその作用は非常に弱いものでしか
なく、別途の手段を講じることが必要であった。

このようなことから、従来、磁気特性の良好な方向性電
磁鋼板を安定して製造すべく、次監；示すような方法が
提案された。

（ａｌ　　Ｃ：　０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．８
０％以下を含有する熱延鋼板に、−次圧廼（圧下率：５
５〜８５％）、中間焼鈍（焼鈍温度＝６５０〜８００℃
）、二次圧延（圧下率＝４０へ８０％）、最終焼鈍（焼
鈍温度＝８７５℃以下］を順次胞子方法〔特公昭４２−
１１９１０号〕。

＋ｂ）ｃ　：　ｏ、　１５　＊以下、Ｍｎ：ｉ、ｏ＊＊
以下Ｐ：０．１０〜１．０θ％を含む熱延薄鋼板に、脱
炭焼鈍（焼鈍温度：６５０〜８５０℃）、７００℃以上
のα領域での中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧動（圧下
率＝４５〜７５％）、最終焼鈍（焼鈍温度ニア００℃以
上のα領域）Ｖ順次胞子方法〔特公昭４５−２０５７８
号〕。

ｌｃｌ　　Ｃ：　０．０８５５１５以下、Ｓｌ：４゜０
％以下。

５ｏｌ−ＡＪ：０．０１０〜０．０６５％を含む熱延薄
鋼板に、その一部がγ変態を生じる温度（α＋γ領域）
での焼鈍によって０．００−０５５１５以上のＮａ５Ａ
／Ｎ（ＡＩＩＮとして存在するＮＪＩで表わした値）？
析出きせ、最終冷延（圧下率：６５〜９５％）を含む１
回以上の冷間圧動、脱炭、最終焼鈍（焼鈍温度：８００
℃以上のα領域）を順次施す方法〔特公□昭４６−２３
８２０号〕、 （ｄ）　　Ｃ：　０．　Ｏ２５へ０．０１５４．Ｓｉ：
２．５〜４．０ｍ、Ｓｏｌ、Ａｌ　：　０．０１０〜０
．０６５％．Ｓｉ：０．００５〜０．０５０％を含む熱
延薄鋼板を用意し。

少なくとも、Ｃ含有量ｖＯ，０２０〜０．０８０　＊　
Ｃ調整してから９５０〜１２００℃で行う焼鈍をその直
ぐ前Ｃ１伴う最終冷間圧動（圧下率＝８１〜９５％）に
よって成品板厚と口１次いで、脱炭、最終焼鈍（焼鈍温
度：　１０００℃以ｈ）を順次胞子方法〔特公昭４０−
１５６４４号〕。

〈発明が解決しようとする問題点〉 しかしながら、前記葎１及びｔｂｓの方法は、少なくと
も２回の冷間圧廼を施して集合組織を十分（二発達させ
る工程が必要であり、また、前記（ｂｌ〜ｌｄｌの方法
では最終焼鈍までの間に脱炭処理工程を必要とするなど
、いずれ１ニジても工程が複雑であ６〕、成品製造コス
トの上昇を免れ得なし１と言う問題力；あった。しかも
、前記（ａｌの方法であっても、良好な磁気特性を実現
するためには最終焼鈍工程での脱炭が必要だったのであ
る。

更に、前記の如くＣ含有量低減のために脱炭焼鈍を行う
と、内部酸化によって逆に磁気特性の劣化を招くと言う
別の問題を生じ、コスト安く、安定して、もくろみ通り
に二次再結晶させた方向性電磁鋼板を得ることは、前記
いずれの方法によっても極めて困難なことであった。

く問題点ン解決するための手段〉 本発明者等は、と述のような観点から、二次再結晶Ｃよ
って低Ｓｉ系鋼板の特定結晶を安定・確実に粗大化し、
（］ｉｏ）＜ｏｏｉ＞を主方位とする磁気特性の優れた
電磁鋼板を低コストで製造する手段を提供丁べく鋭意研
究を行ったところ、以下■〜ＯＩ＝示される如き知見を
得るに至ったのである。即ち、 ■　一般Ｃ１方向性電磁鋼板を製造する場合、これまで
の例示からも明らかなようＣ二、適当量のＣ含有鋼を熱
間圧延し、熱延以降の工程で脱・炭１行うのが普通であ
った。これは、熱間圧動工程及び冷間圧延工程での集合
組織の制御にＣ成分が必要と考えられているからで′あ
る。

しかも、前記（３）及び（４］で示した方法のように、
最終冷間圧延前に鋼板の一部がγ変態を生じる温度で焼
鈍を行ってＭＮを析出させ、二次再結晶前の結晶粒粗大
化防止のためのインヒビターとすることが最終焼鈍での
二次再結晶に重要であると言われている。そのため、状
態図中のζα＋γ）二相領域をある程度確保下べく、一
定のＣ−７３が必要とされていたのである。

ところが、鋼の成分系を特定のものに調整すると、熱間
圧延や冷間圧延でのＣによる集合組織の制御や、一部γ
変態が生じる温度での焼鈍な要することなく、所定方向
に力位の揃った好ましい方向性電磁鋼板の製造が可能（
；なること。

Ｏこの場合、粒成長性や磁気時効に影響のない範囲まで
製鋼段階でＣ含有量を低減しておけば脱炭焼鈍を胞子３
必要がなくなり、内部酸化の恐れも′なくなって、性能
の良い電磁鋼板が安定して得られること。

■　特に、極低Ｃ・低Ｓｉ鋼材ではｓｏｌ、Ａ）　を添
加してＡＩＮを析出せしめ、前記インヒビターの役割を
担わせることが重要であるが、極低Ｃ・低３ｉ鋼材では
前記（ｃｌ及び（ｄｉで示した方法にお、ける如き多量
のｓｏｌ、ＡＩを添加しても二次再結晶による方位が揃
いにくくて所望の磁気特性の実現が困難であるのに対し
て、Ｓｏｄ、ＡＩ量を特定の範囲イニ調整した場合には
α単相領域での再結晶焼鈍でも十分な方向性を持った鋼
板が得られることｄ なお、５ｏｌ−ＩＪを多量に添加した場合に二次再結晶
での方位が揃いにくくなる理由の１つは、Ｓｉが低いと
α−γ変態が存在するため最終焼鈍温度も低く、従って
ＡＩＮが多いと結晶粒成長が抑制されるだけではなく二
次再結晶も抑制されてしまうことＣ：あると考えられる
。

■　つまり、Ｓｏｄ−ＡＩｉｔを調整し、製鋼段階で脱
炭を行った極低炭素・低Ｓｔ鋼を用いれば、脱炭焼鈍を
行うことなく方向性電磁鋼板の製造が可能であり、しか
も−回の冷間圧延でも十分な方向性を実現できること。

０　更ζ二、熱延後の熱延板焼鈍、二回冷延の場合の中
間焼鈍、或いは冷間圧延終了後で最終焼鈍６前の焼鈍と
して、７００℃以上のα領域での焼鈍を胞子と、最終焼
鈍前（二析出するＡＩＮが一層適正な状態となり、安定
した二次再結晶を引き起Ｔ下地ができ上ること。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり。

Ｃ：０．０１ｍ以下、　　Ｓｉ：１．０Ｊ以下。

Ｍｎ：１．０５１ｆ以下、　　　　ｐ：ｏ、２％以下。

ｓｏｌ、ＡＪｆ　：　０．００　：３−０．０１５％゜
Ｎ：０．００１０〜０．０１００９５゜残部：Ｆｅ及び
不可避不純物 から成る熱延薄鋼板−二、１回の冷間圧延又は中間焼鈍
を伴う２回以上の冷間圧延を施して最岬板厚とするか、
或いはこれに加えて、該冷間圧延の前又は後に７００℃
以上のα領域でｌＯ秒以ｋｌ。

時間以内の焼鈍を施すことにより、８００℃以上のα領
域での焼鈍にて優れた磁気特性を圧延方向に発揮する方
向性電磁鋼板を、コスト安く、安定して製造する点、 に特徴を有するものである。

次に、この発明の方法において、鋼板の化学成分割合、
及び各焼鈍条件を前記の如くに数値限定した理由を説明
する。

Ａ）鋼板の化学成分割合 ■　に の発明で対象とする鋼板の成分系では、先に述べた如く
、Ｃによる熱間圧延・冷間圧延での集合組織の制御や一
部ｒ変態が生じる温度での焼鈍は不用であるので、Ｃを
積極的に含有させる必要は全くない。

逆に、この発明の方法では鋼板段階での脱炭焼鈍を行わ
ないので、粒成長性や磁気時効に影響のない範囲まで製
鋼段階でＣを減少させることが必要である。

そして、鋼中のＣ含有量が０．０１９５を越えると前記
磁気特性Ｃ；悪影響が出てくることから、Ｃ含有１’！
１０．０１　％以下ト定メタ。

■　３ｉ 電磁鋼板として、一般に使用されている方向性珪素鋼板
では、磁気特性改善のために２〜４％程度のＳｉを含有
しているのが普通である。

しかしながら、Ｓｉ含有量を高めることは鋼板製造作業
の複雑化、高コスト化及び飽和磁束密度の低下につなが
るものであって、これらの観点からは決して好ましいこ
とではない。そして、Ｓｉ含有量が１．０５１！ｉを越
えるとこれらの不都合が著しくなることから、Ｓｉ含有
量を１．０％以下と定めた。

［相］　勤 Ｍｎは、この発明の方法によって得られる成品の方向性
にはとんど影響を及ぼさないので格別Ｃ；重要な成分と
は言えないが、鋼板の電気抵抗値を高め低鉄損を得るの
（二は有利な元素である。ただ。

１．０ｍＶ越えて含有させると成品の脆化を招くように
なることから＋　Ｍｎ含有量は１．０５１以下と定めた
。なお、痕跡程度の含有量であっても、それなりの効果
は認められるので、下限値と丁べき格別な臨界値はない
。

［株］　Ｐ ＰもＭｎと同様で、方向性Ｃ二はとんど影響を及ぼさな
いので格別に重要な成分とは言えないが、鋼板の打抜き
性を向上させたり、電気抵抗１高めて低鉄損を得たりす
るのに有利であるので、製造Ｃ二支隙のない０．２９５
以下の範囲で含有させることと足めた。

′■　Ｓｏｌ、ｋｌ ｓｏｌ−ＡＪ添加量はこの発明の方法において最も重要
な事項であり、この量の管理によって安定した二次再結
晶実現が可能となるのである。

第１図は、ｃ：ｏ、ｏｏ１〜０．００７％、Ｓｉ：０、
０５−０．３０％、Ｍｎ　：　０．１３−０．３５％、
Ｐ：ｏ、　ｏ　ｏ　ｓ〜０．０２０　ｇ６の鋼塊を、熱
延加熱温度＝１２５０℃、熱延仕Ｅ温度：８００〜９０
０℃−巻取温度＝５００〜６００℃の条件で熱間圧延し
て板厚：２．３ｍの熱延板を得、酸洗のｆｉ＆　０．５
　ｗｇまで冷間圧延し、更にその＃８００℃で３０秒の
Ｎ２ガス中焼鈍を行い、最終焼鈍として８５０℃で１０
ｈｒのＮ２ガス焼鈍を施した材料について、圧延方向の
磁束密度〔Ｂ１ｏ〕を測定した結果を示すものである。

この第１図からも、５ｏｉｌ　、ＡＡ’含有量：０．０
０３へ０．０１５５Ｊの範囲、望ましくは０．００５〜
０．０１２％の範囲において二次再結晶が生じ、高い〔
Ｂ１ｏ〕の値が得られていることがわかり、　Ｆ、Ｏｌ
、Ａｌ含有量ｖＯ，００３−０，０１５％に限定子べき
であること、が明らかである。　　　　　　　　　　　
　　　、このような適正Ｓｏｌ−ＡＩＭで二次再結晶が
発生するのは、最終焼鈍又はそれ以前の焼鈍で生成した
ＡＡ！Ｈの析出号と析出形態が、最終焼鈍での二次再結
晶が先しるまでの潜伏期間の地の粒成長を抑える役目を
果し、かつ二次再結晶での粒成長の障害を引き起工こと
がないからである。

もつとも、先Ｃ；示した従来の方法ｔｅｌ及びｌｄｌに
おいてもＡ／Ｎを二次再結晶のための効果的な析出物と
して利用しているが、本発明の方法は次の点でこれらと
は異なっている。即ち。

Ｏ本発明におけるｓｏｌ、Ｍｎは０．００３〜０．０１
５％と、前記従来法よりも低く調整されている。

つまり、低Ｓｉ鋼ではα−γ変態点があるため最終焼鈍
温度を高くできないので、０．０１５％以ＥのＳｏ／、
、Ａノ量では安定した二次再結晶が生じないからである
。これは、第１図からも明瞭（二窺うことができる。

Ｑ　前記従来法では、最終冷延前に鋼板の一部がγ変態
を生じる温度で焼鈍してＡＩＮの析出を図ることが必須
なのに対して、本発明の方法では、最終焼鈍の前に別の
焼鈍を行う場合であっても、その焼鈍なα領域で行うこ
とを特徴としている。

ω　Ｎ Ｎは、５ｏｉ１．７Ｍ！ト結び付いてＡＪＮ　ｙ／析出
し、最終焼鈍での二次再結晶が生じるまでの潜伏期間中
の粒成長を抑える作用を有しているが、その含有量が０
．００１０％未満では前記作用に所望の効果が得られず
、一方、０．０１００％を越えて含有させた場合（二は
ＡＩＮとなる以上の過剰Ｎが多くなり、磁気特性に悪影
響を及ぼすようになることから。

Ｎ含有量はｏ、ｏｏｉｏ〜ｏ、ｏｉｏｏ＊と定めた。

Ｂ）最終焼鈍以前の焼鈍の条件 適正なＡ＃を最終焼鈍以に析出させることは磁気特性の
優れた方向性電磁鋼板を得る土で極めて有効であり、前
述したように、熱延後の熱延板焼鈍や、二回以上の冷間
圧延を施す場合の中間焼鈍、或いは冷間圧延の後に最終
焼鈍前の焼鈍として実施することができる。

第２図は、第１図におけると同一の素材を使用し、同一
の工程で冷間圧延までを行い、その後。

図中の各温度で１分間のＮ２ガス中焼鈍を行ってから、
最終焼鈍として８７５℃で１０　ｈｒのＮ２ガス中焼鈍
を施した材料について、圧延方向の磁束密度〔Ｂ１ｏ〕
を測定した結果を示すものである。

第２図からも、最終焼鈍以前の焼鈍の温度が７００℃以
上の場合に安定した二次再結晶が生じ−高い〔Ｂ１゜〕
の値を得られることがわかる。また一方で、α領域を外
れた高温焼鈍では二次再結晶が生じず、（Ｂ１．）の値
が低くなることも明らかである。

このようなことから、該焼鈍の温度は、７００℃以上の
α領域と定めた８ なお、焼鈍時間が１０秒を下回っても、１０時冊を越え
ても、適正なＡＪＮの析出がなされなくなることから、
焼鈍時間を１０秒へ１０時間と定めた。

ところで、冷間圧延圧下率が高く、所定板厚とするため
に中間焼鈍を伴う２回以上の冷間圧延を必要とする場合
には、その中間焼鈍の１つを前記条件、即ち、 焼鈍温度ニア００℃以上のα領域 焼鈍時間＝１０秒〜１０時間 とするのが有利である。

Ｃ）最終焼鈍 最終焼鈍は、鋼板メーカーにて実施し得ることはもちろ
んであるが、ユーザーにおける歪取り焼鈍として行うこ
とも可能である。

そして、二次再結晶を行わしめるためには、焼鈍温度は
αｉ域内で高い程良く、少なくとも８００℃以上が必要
である。

焼鈍温度が８００℃を下回っても、α領域を越える温度
であっても、安定した二次再結晶が実現できなくなる。

従って、本発明の方法によって得られる鋼板に優れた一
磁気特性を付与する最終焼鈍の温度は、８００℃以上の
α領域の温度と定めた。

次いで、ごの龜明を実施例により比較例と対比しながら
説明する。

〈実施例〉 まず・、第１表１＝示される。如き７種類の鋼を溶、鼾
、し、鋼塊とした後、熱間圧延によって板厚：２，３−
２・餠の熱延薄鋼板を得た。

続いて、これを酸洗してから第２表に示される工程で最
終焼鈍までを行い、得られた電磁鋼板について圧延方向
の磁束密度（［１ｏ）及び鉄損［Ｗ１５／＆ａ〕を測定
した。

この結果を第２表に併せて示した。

第２表に示される結果からも、本発明の方法によれば、
圧延方向に高い磁束密度を有し、かっ鉄損も低い方向性
電磁鋼板が得られるのに対して、銅の化学成分組成が本
発明の条件から外れている比較法５．６．１０．１１．
１４によ；つて得られる。

また、鋼の化学成分組成並びに製造条件が本発明の条件
を満足していたとしても、最終焼鈍条件が適正でないと
、得られる電磁鋼板は十分に優れた磁気特性を発揮しな
いこともわかる。

く総括的な効果〉 以上説明したように、この発明によれば、優れた軟磁気
特性を有する低Ｓｔ電磁鋼板を、工程数少なく、′低コ
ストで安定して製造することが可能となり、産業Ｅ極め
て有用な効果がもたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は＋　ｃ、ＯＡ！、ＡＪ含有量と電磁鋼板の圧延
方向磁束密度との関係を示すグラフ。 第２図は、最終焼鈍の前に実施する焼鈍の温度と電磁鋼
板の圧延方向磁束密度との関係を示すグラフである。 乍１図 稟２図

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合で、 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．
   ０％以下、Ｐ：０．２％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０１５％、Ｎ：０．０
   ０１０〜０．０１００％、 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 から成る熱延薄鋼板に、１回の冷間圧延又は中間焼鈍を
   伴う２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とすることを
   特徴とする、８００℃以上のａ領域での焼鈍により優れ
   た磁気特性を圧延方向に発揮する方向性電磁鋼板の製造
   方法。
2. （２）中間焼鈍を、７００℃以上のａ領域で１０秒以上
   １０時間以内の焼鈍とする、特許請求の範囲第１項に記
   載の、８００℃以上のａ領域での焼鈍により圧延方向に
   優れた磁気特性を発揮する方向性電磁鋼板の製造方法。
3. （３）重量割合で、 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．
   ０％以下、Ｐ：０．２％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０１５％、Ｎ：０．０
   ０１０〜０．０１００％、 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 から成る熱延薄鋼板に、１回の冷間圧延又は中間焼鈍を
   伴う２回以上の冷間圧延と、該冷間圧延の前又は後に実
   施する７００℃以上のａ領域で１０秒以上１０時間以内
   の焼鈍とを施して最終板厚とすることを特徴とする、８
   ００℃以上のａ領域での焼鈍により優れた磁気特性を圧
   延方向に発揮する方向性電磁鋼板の製造方法。