JPS62267421A - 鉄損の低い無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】 （産業上の利用分野） この発明は、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法に
蘭し、とくにＳｌを０．６ｗｔ％（以下単に％で示す）
以下の範囲で含有するいわゆる低級電磁鋼板につき、そ
の効果的な鉄損の低減を図ったものである。

（従来の技術） 電気機器の鉄心材料に用いられる無方向性電磁鋼板は、
機器の性能向上や省電力化のため鉄損が低いことが要求
される。周知の如＜Ｓｉ量が１．０％以下の低級電磁鋼
板の鉄損を下げるには結晶粒を大きくすることが不可欠
である。そのためには結晶粒成長を阻害する微細な硫化
物及び窒化物を大き（して無害化させるかあるいは酸化
物などの介在物の量を極力低減させて高純度化を図るこ
とが有効な手段であることが知られている。

Ｓｉ：１．０％以下の低級電磁鋼板の結晶粒成長を阻害
する上記因子のうち、硫化物については、スラブ加熱時
に相変態を起こして生じるＴト目がα柑よりもＭｎＳの
溶解度積が低いことを利用して、Ｍｎを０．１　％以上
含有させることによってＴ相を拡大し、もってＭ　ｎ　
Ｓを粗大化させて無害化を図るかあるいは鋼の溶製段階
でＳを低減させることによって無害化を図っている。

また窒化物については、通常Ｓｉが１．５　％以上の中
・高級電磁鋼板の場合は、鋼中にＡｌを０．１　％以上
含有させることによって比較的大きなサイズのＡｌｘと
して析出させて粒成長に対する抑制力を弱めている。た
とえば特開昭５５−９７４２６号、同５０−９８４２３
号および同５１−１：５１２１５号各公報には、Ｓｌ：
１．５〜３，５％を含むけい素鋼板において、低鉄損を
目的として、Ａｌを０．１〜１．Ｄ％程度含有させるこ
とによってＡｌｘを無害化する方法が開示されでいる。

しかしながら、Ｓｌが１，０％以下の低級電磁鋼板の場
合は（氏価格が必須の要件であるところ、上記した中・
高級電磁鋼板におけるようなｌの添加はコストの上昇を
招くことから、これまであまり積極的に利用されてなく
、特公昭４８−３０５５号、同４９−６４５６号および
特開始５３−１０９８１５号各公報などにおいて、Ａｌ
量を０．００７％以下に抑え、Ａｌｘの析出を防止する
ことによって鉄損の改善を図る方法が提案されているに
すぎない。

さらに酸化物については、ＳｉあるいはＡ［などで脱酸
すれば軽減できるわけであるけれども、Ａｌで脱酸する
場合は脱酸後にＡｌが鋼中に０．００１　％以上残ると
微細ＡｌＮの析出によって粒成長が阻害される。

（発明が解決しようとする問題点） 上述したように、低級無方向性電磁鋼板においては、未
だ効果的な鉄損の改善策は見出されてなく、その鉄損値
が高いところに問題を残していた。

この発明は上記の問題を有利に解決するもので、Ｓｉ含
有量が０．６％以下の低級無方向性電磁鋼板において、
粒成長の阻害要因となる硫化物、窒化物および酸化物を
効果的に、かつ経済的に軽減ないしはその無害化を図る
と共に、熱処理に工夫を加えることによって結晶粒の成
長を促進し、もって鉄損を有利に低減した無方向性電磁
鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。

（問題点を解決するための手段） 鉄損の改善を図るには硫化物や窒化物の微細析出物や酸
化物などの介在物量を低減するとともに、焼鈍時におけ
る結晶粒成長を促進させてやればよいことは前述した通
りである。

そこで発明者らはかかる観点からとくに硫化物および窒
化物の低減につき、鋭意研究を重ねたところ、Ｓ＋：０
．６％以下の無方向性電磁鋼板素材を溶製するに当って
、Ｓｌやｌで脱酸すると同時にＳとＮ量を少なくするこ
とにより上述の硫化物、窒化物および酸化物が減少し、
さらに熱間圧延時における巻取り温度を高くするか、又
は冷間圧延に先立って熱延鋼板の均一化焼鈍を施すこと
により、結晶粒成長性が向上し、もって鉄損の効果的な
改善が実現されることを突止めた。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ；０．
１〜１．０　％およびＡｌ：　０．１５〜０．６０％を
含み、かつ不可避不純物であるＣ、　Ｓ、　Ｎおよび０
の混入量が低く、残部は実質的にＦｅの組成になる溶鋼
を、連続鋳造法または造塊−分塊法によってスラブとし
たのち、熱間圧延し、ついで１回または中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延によって製品板厚とし、しかるのち連続
焼鈍を行う一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造
するに当り、 溶鋼の溶製段階において、不可避不純物としてのＣ、Ｓ
　、Ｎおよび０の混入量をそれぞれＣ：０．０１０％以
下、 Ｓ　　：０．００２５％以下、 Ｎ　、：　０．００２０％以下、 ０　　：０．００２０％以下 に抑制すると共に、 熱間圧延工程において熱延板を７００℃以上の高温で巻
取るか、又は冷間圧延に先立って７００　℃以上の温度
で熱延鋼板の均一化焼鈍を施すことから成る、鉄損の低
い無方向性電磁鋼板の製造方法である。

以下この発明を由来するに至った実験結果に基づいて、
この発明を具体的に説明する。

第１図に、Ｃ：０．００６〜０．００７　％、Ｓｉ：０
．３３〜０．３７％、Ｍｎ：０．２３〜０．２５％、Ｓ
：０．００１３〜０．００４０％、Ａｌ：０．０６〜０
．８　％、Ｎ：０．００１５〜０．００３５％および０
：０．０１１〜０、０２０％を含有する組成になる溶鋼
を、連続鋳造によってスラブとした後、熱間圧延仕上温
度８７０℃、巻取り温度５６０℃の通常の熱間圧延て熱
延鋼板とし、次いで冷延１回法で０．５ｍ厚さに仕上げ
た冷延板に、８００℃、２分間の連続仕上げ焼鈍を施し
て得た製品の鉄損値におよぼすへβ含有量、Ｓ含有量お
よびＮ含有量の影響について調べた結果を示す。

また第２図には、第１図に示した製品にさらにＮ２雪囲
気中で７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施した後の鉄損
値におよぼすＡｌ含有量、Ｓ含有量およびＮ含有量の影
響について調べた結果を示す。

第１図、２図に示した結果から、明らかなようにＡｌを
０．１５％以上含有させるとともにＳ：０．００２５％
以下でかつＮ：０．００２０％以下に制限した場合に、
仕上げ焼鈍後および歪取り焼鈍後いずれにおいても低い
鉄損値が得られることが判明した。

しかしながらＡｌを０．１５％以上含有していてもＳが
０．００２６％以上の場合、あるいはＮが０．００２２
％以上の場合には優れた鉄損値は得られていない。

これらのことから、ｌを０．１５％以上含有させると同
時にＳ：０．００２５％以下およびＮ：０．００２０％
以下に制限することが鉄損値の改善に極めて有効である
ことが判る。

このようにＡｌ量と併せてＳとＮを規制することにより
鉄損値が著しく向上する理由は明らかなわけではないが
、おそらくＳが０．００２５％以下、Ｎが０．００２０
％以下にしたことによる高純化とＡｆ！添加による微細
窒化物の析出防止の相乗効果により粒成長性が向上した
ためと推定される。

次に第３図に、第１図および第２図で鉄損値におよぼす
Ａｌ含有量、ＳおよびＮ含有量の影響についてｇｌべた
材亨斗のうち、Ａ　Ｒ：Ｑ、　２５〜０．３０％のスラ
ブについて、熱間圧延を行なうにあたり、熱間圧延仕上
げ温度を８７０℃の一定に保持する一方巻取り温度を５
００℃〜８２０℃に変更する条件下に熱延鋼板とし、次
いで冷延１回法で０．５０ｍ＋ｎ厚さに仕上げた冷延板
に８００℃、２分間の連続焼鈍を施して得た製品の鉄損
値におよぼす熱間圧延時の巻取り温度の影響について調
べた結果を示す。

また第４図には、第３図に示した製品にＮ２雪囲気中で
７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施した後の鉄損値にお
よぼす熱間圧延時の巻取り温度の影響について調べた結
果を示す。

第３図および第４図に示した結果から明らかなように、
この発明の適正成分組成範囲内にあるＡｌ：０．２５〜
０．３０％で、かつ３：Ｑ、　００２５％以下、＼：０
．００２０％以下の組成になるスラブにつき、熱間圧延
時の巻取り温度を７００℃以上にすることによってより
一層優れた鉄損値が１′４ちれることが判明した。

この理由として熱間圧延時の巻取り温度を７００℃以上
にすると、熱延鋼板自身の保有熱による自己焼鈍により
、熱延鋼板の結晶粒成長が起こり、その結果鉄損値が向
上するものと考えられる。

この煮熱間圧延時の巻取り温度が７００℃に満たないと
、熱延鋼板の良好な粒成長は望み得ないため鉄損値の向
上はほとんどない。

またこの発明では、上記した如き高温での熱延板巻取り
に替えて、冷間圧延に先立つ熱延鋼板の均一化焼鈍を利
用することもできる。

すなわち、熱延時に通常の巻取り温度である５００〜６
００℃程度の温度範囲で巻取ったとしても、その後冷間
圧延に先立って７００℃以上の温度で熱延鋼板の均一化
焼鈍を施せば、高温巻取りの場合と同様に結晶粒成長が
起って、鉄損値の有利な低減がもたらされるのである。

（作　　用） つぎにこの発明において成分組成を前記の範囲に限定し
た理由を説明する。

Ｓｉ：　０．６％以下 Ｓｌ　は、所定の磁気特性を得るために含存せしめる元
素であるが、この発明は低級無方向外電ＴＪＩｉ！を鋼
板を対象としているので、豹、含有量は０．６％以下に
限定した。

Ｍｎ：　０．１〜１．０　％ Ｍｎは、０．１　％より少ないと熱間脆性が大きくなる
ばかりでなり、！ＪｎＳの粗大化を招き、一方１．０％
より多くなるとかえって磁気特性が劣化するだけでなく
コストの上昇も招くので、Ｍｎ量は０．１〜１．０　％
の範囲にする必要がある。

Ａｌ：０．１５〜０．６０％ Ａｊは、前述のように０．１５％より少ないとＡｌＮの
微細析出が生じて鉄損の劣化が著しく、一方０゜６０％
より多くなるとｌ添加による磁性向上効果が少なくなる
他、価格面でも不利となる。したがってＡｌは０．１５
％〜０．６０％の範囲に限定した。

Ｃ：　０．０１０％以下 Ｃは、磁気特性に有害な元素であって少ないほど好まし
いが、０．０１０％以下の範囲で許容できる。

Ｓ：　０．００２５％以下 Ｓは、前述の如＜　、０．００２５％より多くなるとＭ
ｎＳの析出量が多くなって結晶粒成長を阻害するので０
、００２５％以下に限定した。

Ｎ：　０．００２０％以下 Ｎも、上述のように０．００２０％より多くなるとＡｌ
Ｎの析出量が多くなって磁性向上効果が乏しくなるので
０．００２０９６以下の範囲に限定した。

○：　０．００２０％以下 ○は、多くなるほど介在物が増加し、磁性改善効果が少
なくなるので０．００２０％以下に限定した。

さて上記の如き好適成分組成への調整は、鋼の溶製段階
にて行う。すなわち鋼の精錬工程中とくに真空脱ガス工
程において、ＳｉついでＡｆ！を添加して脱酸すると共
にＳ、Ｎ量を低減して、不可避不純物であるＣ、Ｓ、Ｎ
および○の混入量を上記の範囲に低減するのである。な
おかような真空脱ガス時における脱酸処理においては、
まず最初に８１で脱酸し、ついでｌの添加を行うように
する方が、高価なＡｌの歩留りを上げるという点でより
有利である。

スラブの製造は、連続鋳造法や造塊−分塊法など従来公
知のいずれの方法をも使用できる。

ついて熱間圧延を施すわけであるが、この発明では仕上
げ熱延後の巻取りを７００℃以上の温度で行うことが肝
要である。というのは巻取り温度が７００℃に満たない
と、熱延板の良好な粒成長ひいては満足いく程度の低損
の低減化が達成されないからであ。

またこの発明では、上記の如き高温巻取りに替えて同じ
＜７００℃以上の温度での冷間圧延に先立つ熱延板の均
一化焼鈍を利用することもてきる。

なお高温巻取りを行った場合には、熱延板の均一化焼鈍
を必要としないのはいうまでもない。

その後、常法に従って１回または中間焼鈍を挟む２回の
冷間圧延、ついで連続焼鈍を施して製品とする。

（実施例） 実施例１ 転炉で吹錬抜脱ガス処理をするに際し、最初にＳｉで脱
酸し、次いでＡｌ添加して表１に示したとおりの成分に
調製した溶鋼をそれぞれ連続鋳造てスラブとした。次い
で熱間圧延を施して厚み２．３ｍｍの熱延鋼板とした後
表１に示す種々の温度で巻取り、ついで酸洗後、冷間圧
延により０．５０ｍｍ厚さに仕上げ、しかるのち８００
℃、１分間の連続仕上げ焼鈍を施して無方向性電磁鋼板
を製造した。

得られた各鋼板の磁気特性並びにこれらの鋼板にさらに
Ｎ２雲囲気中で７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施した
後の磁気特性について調べた結果を表１に併記する。

表１に示した成績から明らかなように仕上げ焼鈍後なら
びに歪取り焼鈍後ともに、この発明に従う適正成分に調
整し、かつ熱延終了後の巻取り温度を高くしたものは比
較材に比し、優れた鉄損値を示している。

実施例２ 脱ガス処理を行うに際し、最初にＳｉで脱酸した後Ａ　
ｎを添加し、表２に示した成分に調製した溶鋼を連続鋳
造でスラブとした後、熱間圧延により厚み２．３ｍｍの
熱延板としたのち、表２に示す種々の温度で巻取り、つ
いで酸洗後、１回目の冷間圧延で０．５４３ｍｍ厚さの
冷延板に仕上げ、つづいて７５０℃、２分間の連続焼鈍
を施してから２回の冷間圧延により０．６０ｍｍ厚さの
冷延仮に仕上げた。次いで、７８０℃、２分間の連続焼
鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造した。

得られた各製品の磁気特性ならびにこれらの鋼板にさら
に７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施した後の磁気特性
について調べた結果を表２に示す。

表２に示した成績から明らかなように、成分組成と熱間
圧延終了後の巻取り温度とがこの発明の適正範囲内を満
足する製造条件下に得られたものは比較材に比べてより
低い鉄損値が得られている。

実施例３ 脱ガス処理をするに際し、最初に８１で脱酸し、次・、
）てＡｌを添加して表３に示したとおりの成分に調製し
た溶鋼をそれぞれ連続鋳造でスラブとした。次いで熱間
圧延を施して厚み２．３ｍ＋ｔ＋の熱延鋼板とした後、
通常の５６０℃の巻取り温度で巻取った。引き続き表３
に示したように熱延鋼板の焼鈍温度を変更し、保持時間
を５分の一定にしだ熱延吸焼鈍を行った。ついで酸洗後
、冷間圧延により０、５０ｍｍ厚さに仕上げ、しかるの
ち８００℃、２分間の連続仕上げ焼鈍を施して無方向性
電磁鋼板を製造した。

又比較例として熱延板焼鈍を省略し、以降の工程は上記
実施例と同様にして製品を製造した。

得られた各鋼板の磁気特性並びにこれらの鋼板にさらに
Ｎ２露囲気中て７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施した
後の磁気特性について調べた結果を表３に併記する。

表３に示した成績から明らかなように、成分組成と熱延
板焼鈍条件とがこの発明の適正範囲を満足するものは、
比較例より低い鉄損値が得られている。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、コストの上昇を招く不利な
しに、従来に比し著しく鉄損特性に午れた低級無方向性
電磁鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図はそれぞれ、仕上げ焼鈍後および歪
取り焼鈍後の各製品の鉄損特性に及ぼすＡｌ、Ｓおよび
Ｎ量の影響を示したグラフ、第３図および第４図はそれ
ぞれ、仕上げ焼鈍後および歪取り焼鈍後の各製品の鉄損
特性に及ぼす熱間圧延時の巻取り温度の影響を示したグ
ラフである。 第３図 ！！’、Ｍｆｆ−延’ｒ／）ｌ＃Ｈリ；１１１　（’Ｃ
）第４図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｓｉ：０．６ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％、および Ａｌ：０．１５〜０．６０ｗｔ％ を含み、かつ不可避不純物であるＣ、Ｓ、ＮおよびＯの
   混入量が低く、残部は実質的にＦｅの組成になる溶鋼を
   、連続鋳造法または造塊−分塊法によってスラブとした
   のち、熱間圧延し、ついで１回または中間焼鈍を挟む２
   回の冷間圧延によって製品板厚とし、しかるのち連続焼
   鈍を行う一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造す
   るに当り、 溶鋼の溶製段階において不可避不純物とし てのＣ、Ｓ、ＮおよびＯの混入量をそれぞれＣ：０．０
   １０ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００２５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００２０ｗｔ％以下、 Ｏ：０．００２０ｗｔ％以下 に抑制すると共に、 熱間圧延工程の巻取り温度を７００℃以上とすることを
   特徴とする鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。 ２、Ｓｉ：０．６ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％および Ａｌ：０．１５〜０．６０ｗｔ％ を含み、かつ不可避不純物であるＣ、Ｓ、ＮおよびＯの
   混入量が低く、残部は実質的にＦｅの組成になる溶鋼を
   、連続鋳造法または造塊−分塊法によってスラブとした
   のち、熱間圧延し、ついで１回または中間焼鈍を挟む２
   回の冷間圧延によって製品板厚とし、しかるのち連続焼
   鈍を行う一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造す
   るに当り、 溶鋼の溶製段階において不可避不純物とし てのＣ、Ｓ、ＮおよびＯの混入量をそれぞれＣ：０．０
   １０ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００２５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００２０ｗｔ％以下、 Ｏ：０．００２０ｗｔ％以下 に抑制すると共に、 冷間圧延に先立って７００℃以上の温度で熱延鋼板の均
   一化焼鈍を施すことを特徴とする鉄損の低い無方向性電
   磁鋼板の製造方法。