JPS6250529B2

JPS6250529B2 -

Info

Publication number: JPS6250529B2
Application number: JP59228014A
Authority: JP
Inventors: Yasunari Yoshitomi; Katsuro Kuroki; Kenzo Iwayama
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-10-31
Filing date: 1984-10-31
Publication date: 1987-10-26
Also published as: GB8526276D0; BE903566A; FR2572420A1; DE3538609C2; GB2167439A; US4692193A; JPS61117215A; IT1186036B; DE3538609A1; FR2572420B1; GB2167439B; IT8522681A0

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、トランス等の鉄芯に用いられる鉄損
特性の優れた板厚の薄い高磁束密度一方向性電磁
鋼板の製造方法に関するものである。（従来の技術）一方向性電磁鋼板は軟磁性材料として主にトラ
ンスその他の電気機器の鉄心材料に使用されてい
るもので、磁気特性として励磁特性と鉄損特性が
良好でなくてはならない。この励磁特性を表わす数値として通常B₈（磁
場の強さ800A／ｍにおける磁束密度）を用い、
鉄損特性を表わす数値としてＷ_17/50（50Hzで
1.7Tまで磁化させた時の１Kg当りの鉄損）を用
いている。この一方向性電磁鋼板は通常２次再結晶現象を
利用して鋼板面に｛110｝面、圧延方向に＜001＞
軸をもつたいわゆるゴス組織を発達させることに
よつて得られている。良好な磁気特性を得るため
には磁化容易軸である＜001＞軸を圧延方向に高
度に揃える事が重要である。又板厚、結晶粒度、
固有抵抗、表面被膜、鋼板の純度等も磁気特性に
大きな影響を及ぼす。方向性についてはMnS、AlNをインヒビターと
して利用する最終強圧下冷間圧延を特徴とする方
法によつて大幅に向上し、それに伴つて鉄損特性
も著しく向上してきた。一方、近年エネルギー価格の高騰を背景とし
て、トランスメーカーは低鉄損トランス用素材へ
の指向を一段と強めている。低鉄損素材としてア
モルフアス合金や6.5％Si鋼等の開発も進められ
てはいるが、トランス用材料として工業的に使用
するには解決すべき問題を残している。そこで低
鉄損化の方法として方向性電磁鋼板の板厚を薄く
して、鉄損を減少させるなどの努力も払われてき
た。鋼板の板厚を薄くすることは鉄損の70％以上を
占める渦流損失を減少する上で有効であることは
以前から知られて居ることであるが、従来までは
トランスの組立てなどの作業上の要請から0.30mm
前後の板厚が主であつた。しかしながら昨今のよ
うに省エネルギーの要請がより強くなると、作業
性の要請を上まわつて板厚が0.20mmよりもさらに
薄いものまで使用されるようになつて来た。しかしながら、一般に板厚が薄くなると２次再
結晶が生じ難くなる傾向がある。その原因のひと
つは、同一熱延板の板厚からより薄い製品を得る
場合にはより大きい冷延圧下を施こすところとな
り、集合組織上の不利が生じることである。かか
る原因の解決策としては、製品板厚に応じて熱延
板の板厚を減少させる方法が考えられる。しかしながら、この方法には限界がある。と云
うのは、熱延板を薄くすることは熱延終了温度が
必然的に低くなり、AlN、MnSの析出を促進する
ため過剰な析出サイズとなつて磁性が劣化する欠
点が生じるためである。上記の如く、集合組織上の不利を解決する手段
としての熱延板の板厚を薄くすることには限界が
あるため、工程が増えるが中間冷間圧延工程を導
入しなければならない。つまり、熱間圧延後、冷
間圧延を行ない、さらに中間焼鈍を行なつて、次
いで最終板厚まで所定の圧下率で冷間圧延する方
法であり、かかる方法は２次再結晶をかなり安定
化し、高磁束密度も得られ易くはなるが、最終板
厚を0.18mm以下の、しかも鉄損の良い磁性を得る
方法としては未だ不充分である。この不充分な原
因のひとつは、素地の組織に不均一な領域が残存
し、後述の線状の２次再結晶領域が多発し易いた
めである。かかる欠点を排除する方法として、第
１回目の冷間圧延に先立つて、熱延板の焼鈍を加
える方法が提案されている（米国特許第819426号
明細書）。確かに、この方法を付加した場合の中
間冷間圧延にひき続く焼鈍工程により、組織の再
結晶化率が高まり、最終的な脱炭焼鈍後の２次再
結晶発達の素地となる組織は大幅に改善され、
0.14mmの板厚までは２次再結晶は安定化するが、
磁束密度が低下するなどの原因で充分満足すべき
磁気的性質は得られ難い。このように板厚の薄い方向性電磁鋼板の開発に
も解決すべき課題が残つている。またインヒビタ
ーとしてAlNを用いない成分系で、熱間圧延工程
後最終冷間圧延工程終了前の工程途中で脱炭を行
なうことによつて磁気特性が向上するという報告
（特開昭58−55530号公報）があるが、この技術は
最終冷延圧下率が40〜80％で始めて効果が出ると
されて居り、80％超の高圧延率を特徴とする本発
明の様な場合とは異つた技術と解される。（発明が解決しようとする問題点）本発明はAlNを主インヒビターとする高磁束密
度を有する電磁鋼板を0.10〜0.23mmの様な薄板化
する場合、２次再結晶安定化を得るためには最終
冷延圧下率を高くすることが出来ず従つて高い磁
束密度を得ることが出来ないと云う難点を解決す
る方法を提供するものである。（問題点を解決するための手段）本発明は熱間圧延後最終冷間圧延前の工程にお
いてＣを0.0070〜0.0300％脱炭させることにより
最終冷延圧下率を80％超にして高磁束密度と共に
低鉄損値をも有する板厚の薄い電磁鋼板の製造方
法を提供するものである。即ち、本発明者らは、上記方法、即ちAlNを主
なインヒビターとし、最終冷延圧下率を80％超と
することで高磁束密度材を得る方法において、
0.10〜0.23mmまでの薄い板厚にしてしかも磁束密
度、鉄損の良い材料を安定して得る方法について
検討した結果、かかる板厚の薄い場合には、脱炭
焼鈍工程後の２次再結晶発生位置の素地をより安
定な、つまりより整粒化する必要があること、さ
らにはかかる２次再結晶核の数、即ち｛110｝＜
001＞方位の１次再結晶粒を増加させることによ
つて、２次再結晶をより安定化させ、さらにまた
２次再結晶粒の方位がよりシヤープな｛110｝＜
001＞方位にせしめ得、また｛110｝＜001＞方位２
次再結晶粒のサイズが小さく改善されることを見
出した。具体的に説明すると、圧下率調整のための中間
冷間圧延の前に熱延板焼鈍工程を行なうことに加
えて、熱間圧延後最終冷間圧延前までの工程にお
いて、鋼中のＣを0.0070〜0.0300％脱炭する方法
により鉄損、磁束密度共に優れた0.10〜0.23mmの
板厚の方向性電磁鋼板が得られることを見出した
ものである。以下本発明を詳細に説明する。本発明の出発素材である熱延板の成分について
はSi：2.5〜4.0％、Ｃ：0.03〜0.10％、酸可溶性
Al：0.015〜0.040％、Ｎ：0.0040〜0.0100％、
Ｓ：0.01〜0.04％、Mn：0.02〜0.2％、0.4％以下
のSn、Cuの１種または２種が含有されており、
残部Feおよび不可避的不純物からなることが必
要である。以下、本発明において出発素材である熱延板の
成分を規定した理由について説明する。 Siは４％を超すと脆化が激しく冷間圧延が困難
となり好ましくない。一方2.5％未満では電気抵
抗が低く良好な鉄損特性を得難い。Ｃは0.03％未満では脱炭工程以前でのγ量が極
めて少なくなつてしまい良好な１次再結晶組織を
得難い。一方0.10％を超えると脱炭不良となり好
ましくない。酸可溶性Al、Ｎは本発明において高磁束密度
を得るために必須の主インヒビターAlNを得るた
めの基本成分であり上記範囲を外れると２次再結
晶が不安定となり好ましくないので酸可溶性Al
は0.015〜0.040％、Ｎは0.0040〜0.0100％とす
る。また、MnおよびＳはインヒビターMnSを形成
するために必要な元素であり、上記範囲を外れる
と２次再結晶が不安定となり好ましくないので
Mnは0.02〜0.2％、Ｓは0.01〜0.04％と定める。インヒビター構成元素としては、これらの他に
0.4％以下のSn、Cuの１種または２種が含有され
ることが必要である。上限値は、この値以上にな
ると２次再結晶の成長が害されるので厳守せねば
ならない。尚、インヒビター構成元素として、それ自体公
知であるSb、Cr、Se等を用いることも勿論でき
る。本発明は前記成分を含有する珪素鋼熱延板を出
発素材として、これに熱延板焼鈍を行ない、次い
で２回以上の冷間圧延を行つて最終板厚を0.10〜
0.23mmとなし、その間の中間焼鈍と最終冷間圧延
後の脱炭焼鈍及び仕上焼鈍を施す工程を前提とし
ている。この様な製造方法により板厚0.14mmまで
の２次再結晶は比較的安定化するが、磁束密度が
低下する傾向を示すため、低鉄損値は得られ難
い。本発明者らは上記工程を前提として、熱間圧延
後最終冷間圧延前の途中工程において、Ｃを
0.0070％〜0.0300％の量だけ脱炭することによ
り、板厚0.10mmまでの２次再結晶を可能にすると
共に、磁束密度と鉄損を大幅に向上せしめ得たも
のである。一般に熱間圧延時に生ずる鋼中のγ相は、大き
く成長した粗大伸長粒組織を微細に改善するのに
有効で、２次再結晶が成長する素地を良好ならし
めるため、線状に発生する非２次再結晶域の発生
を抑制する作用を持つている。それ故適量のγ相
を生ぜせしめるために、Si量に応じて製鋼段階で
適量のＣ量を加えて居くことが不可欠である。ま
たＣは製品に残留すると磁気時効を生じるため
に、途中工程で脱炭する必要がある。また、２次
再結晶を起こさせる仕上焼鈍工程の前に脱炭工程
を置くことは２次再結晶焼鈍中にγ相の発生が生
じて目的とする方位粒の発生・成長を阻害する弊
害を無くす上で必要である。以上の様な理由から
方向性電磁鋼板の製造工程において脱炭工程は必
要不可欠の工程である。以下に本発明の特徴である熱間圧延後最終冷間
圧延までの工程でＣを0.007％〜0.0300％の量だ
け脱炭すると、磁性が良くなる理由と、Ｃの範囲
規制の理由を説明する。先ず、第１図に最終冷延前の鋼板の金属組織写
真を掲げる。出発材としての熱延板の板厚は2.3mmで、(A)は
かかる熱延板を圧下率53％で冷間圧延して1.07mm
とし、引続きN₂90％H₂10％の乾燥混合ガス中で
1130℃に30秒間保持したのち900℃に１分間保持
し、その後100℃の湯に入れて冷却したもの、(B)
は熱延板をN₂90％H₂10％の乾燥混合ガス中で
1100℃に２分間保持した後、100℃の湯に入れて
冷却した後に(A)と同一条件で冷間圧延、焼鈍を行
なつたものであり、(C)は熱延板をN₂90％H₂10％
の湿潤ガス（露点65℃）中で1100℃に２分間保持
した後、100℃の湯に入れ、次いで(A)と同一条件
で冷間圧延、焼鈍を行なつたものである。第１図の(B)、(C)は熱延板焼鈍工程が導入されて
いるため、熱延板焼鈍をしていないＡに比較して
この段階で充分再結晶の発達がなされていること
が判り、後続の最終焼鈍、脱炭焼鈍工程後の組織
がより均一になることが理解出来よう。また(B)と(C)の鋼板表面部を比較すると、脱炭雰
囲気になつている熱延板焼鈍を行なつた(C)の方
が、非脱炭雰囲気焼鈍の(B)よりも表面部の結晶粒
がより大きくなつていることが判る。なお、この場合の出発熱延板のＣ含有量は
0.070％であるが、(A)、(B)では明確な脱炭が認め
られないのに対し、(C)の場合では鋼板全厚で
0.0200％だけ脱炭していた。第１図に示した組織
の相違は成品の２次再結晶の安定性ならびに磁性
に大きく影響する。(A)、(B)、(C)の履歴を有する各
10個の試片を、そののち86％の圧下率で0.15mmま
で冷間圧延し、さらに公知の方法での脱炭焼鈍、
MgOを主成分とする焼鈍分離剤の塗布、仕上焼
鈍、リン酸無水クロム酸を主成分とする張力コー
テイングの塗布、焼付けを行ない製品とした。第
１表に磁性と２次再結晶率について一覧する。本
発明による(C)が他の場合に比較し一段と優れてい
ることが判る。

【表】次に、第２図には熱間圧延後最終冷間圧延まで
の工程での脱炭量ΔＣと磁気特性との関係を示
す。この場合の熱延板の板厚は2.3mmであり
Si3.25％、C0.078％、酸可溶性Al0.027％、
N0.0083％を含有したもので、1050℃での熱延板
焼鈍、第１回目の冷間圧延ののち、1100℃で中間
焼鈍し、81〜91％の強圧下最終冷間圧延を行なつ
て最終板厚0.175mmのサンプルを得、公知の脱炭
焼鈍、MgOを主成分とする焼鈍分離剤塗布、仕
上焼鈍を行ない、最終的にリン酸、無水クロム酸
を主成分とする張力コーテイングを施こしたもの
である。なお、この工程途上、熱延板焼鈍工程、
中間焼鈍工程各々あるいは単独に雰囲気ガスの露
点を変える方法での脱炭、ならびに熱延板焼鈍工
程、中間焼鈍工程の通板の前に鋼板表面にK₂CO₃
水溶液を塗布する方法での脱炭により各種の脱炭
量のサンプルを得ることが出来た。第２図より、脱炭量ΔC0.0070〜0.0300％の範
囲で良好な磁性が得られることが判る。第２図に
示した新知見の理由に関しては必ずしも明らかで
はないが、本発明者らは以下の如く推察してい
る。まず一方向性電磁鋼板用熱延板に(A)
K₂CCO₃30％水溶液を塗布したもの、(B)塗布しな
いもの各々をN₂90％、H₂10％からなる乾燥の混
合ガス中で1050℃に２分間保持した後、100℃の
湯の中に入れて冷却したものの光学顕微鏡写真を
第３図に示す。熱延板でのＣ量は0.072％であ
り、熱延板焼鈍での脱炭量は(A)の場合：ΔＣ＝
0.0150％、(B)の場合：ΔＣ＝0.0030％であつた。
第３図より、(A)の場合は(B)の場合よりも表面の再
結晶領域が広いことがわかる。他方、最終圧下率
が80％を超える１回強圧下冷延法の場合、熱延板
焼鈍後の表面再結晶部分を削ると製品の２次再結
晶が不安定となることが知られている。従つて(A)
の如く、脱炭によつて表面再結晶部分を増したこ
とが製品の２次再結晶の安定化並びに磁性向上に
結び付いたものと思われる。(A)の如く脱炭によつ
て表面再結晶層を増したものは、第１図のＣに示
した様に、最終冷延前の表面の深い領域まで再結
晶粒が内部のものよりも大きくなる。板厚が0.10
〜0.23mmと薄くなつた場合、２次再結晶の核があ
る表面層が幾何学的に薄くなつてしまい、かつ最
表面に近くなるため仕上焼鈍の昇温過程で２次再
結晶の核のある表面層が雰囲気の影響をうけやす
くなり、その結果２次再結晶が不安定化し、良好
な磁性が得難くなる。本発明は、熱延後最終冷延
までの工程途中で、脱炭を行なうことで、表面再
結晶部を深くまで作ることによつて２次再結晶の
核を深くまで存在させることに成功し、その結果
最終冷間圧延を80％超の高圧下率で行なつてもよ
り薄い板厚の場合の２次再結晶の安定化ならびに
磁性向上をなし得たものである。熱間圧延終了後最終冷間圧延までの脱炭量ΔＣ
が0.007％未満の場合には上記の効果が十分でな
く、0.0300％を超える場合は熱延板焼鈍、中間焼
鈍でのγ相の量が少なくなり過ぎてしまうため、
脱炭焼鈍工程後の１次再結晶組織が不適切なもの
となるためと、AlNの析出が粗大なものとなつて
インヒビターの作用が減少するために２次再結晶
が不安定になるものと推定される。本発明は板厚
の薄い一方向性電磁鋼板の製造上の問題を解決し
たものであり、0.23mmを超える板厚の場合、必ず
しも本発明の様な工程は必要でなく、0.10mm未満
の板厚では、本発明の効果だけでは不十分で２次
再結晶に不安定性が生じる。最終冷延圧下率は80
％超とすることが高磁束密度を得るために必要で
あり、95％を超えると集合組織が不適となるので
２次再結晶に不安定性が生じる。熱間圧延の後、最終冷間圧延の間での脱炭の方
法については必ずしも限定しないが、熱延巻取後
自己の熱で焼鈍する方法、あるいは700〜1200℃
の温度範囲での熱延板焼鈍、中間焼鈍を湿潤ガス
中で行なう方法、又は、それら焼鈍前にK₂CO₃等
を塗布する方法などが考えられる。以下、実施例について述べる。（実施例）実施例１Ｃ：0.065％、Si：3.25％、Mn：0.088％、Ｓ：
0.026％酸可溶性Al：0.028％、Ｎ：0.0075％、
Sn：0.10％、Cu：0.10％を含む2.3mmの熱延板に
(A)：980℃で２分間、湿潤雰囲気（融点：62℃）
N₂ガス中で焼鈍、(B)：980℃で２分間乾燥雰囲気
N₂ガス中で焼鈍、(C)：焼鈍ナシなる処理をした
後、酸洗し、約41％冷間圧延して1.35mmとした。
その後乾燥雰囲気N₂90％H₂10％ガス中で1130℃
に30秒保持後、900℃に１分間保持し急冷し、か
かる後約83％冷間圧延して0.225mmとした。得ら
れた冷延板を公知の方法で脱炭焼鈍し、焼付分離
剤を塗布した後、N₂：90％、H₂10％雰囲気中で
15℃／hrの割合で1200℃まで昇温し、ひき続き
1200℃で20時間の純化焼鈍を行なつた後、張力コ
ーテイングを施して一方向性電磁鋼板を得た。製
品の磁気特性、熱延終了後最終冷間圧延までの脱
炭量ΔＣ（％）を第２表に示す。

【表】実施例２Ｃ：0.081％、Si：3.35％、Mn：0.077％、Ｓ：
0.024％、酸可溶性Al：0.027％、Ｎ：0.0082％、
Sn：0.15％、Cu：0.15％を含む板厚2.3mmの熱延
板を、(A)：1050℃で３分間、湿潤雰囲気（露点：
55℃）N₂：90％、H₂：10％ガス中で焼鈍、(B)：
1050℃で３分間、乾燥雰囲気N₂：90％、H₂：10
％ガス中で焼鈍、(C)：焼鈍ナシなる処理をした後
酸洗し、約49％の圧下率で冷間圧延して1.2mmと
した。その後乾燥雰囲気N₂90％H₂10％ガス中で
1080℃に２分間保持し、急冷し、かかる後約85％
の圧下率で冷間圧延して0.175mmとした。得られ
た冷延板を公知の方法で脱炭焼鈍し、MgOを主
成分とする焼付分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を
行なつた。次いでリン酸と無水クロム酸を主成分
とする張力コーテイングを施して一方向性電磁鋼
板を得た。製品の磁気特性、熱延終了後最終冷延
までの脱炭量ΔＣ（％）を第３表に示す。

【表】実施例３Ｃ：0.072％、Si：3.25％、Mn：0.075％、Ｓ：
0.028％、酸可溶性Al：0.025％、Ｎ：0.0082％、
Sn：0.12％、Cu：0.19％を含む厚さ2.3mmの熱延
板に(a)K₂CO₃30％水溶液を塗布、(b)塗布ナシなる
処理をした後、1100℃で３分間、乾燥雰囲気
N₂：90％、H₂：10％ガス中で焼鈍後急冷し、そ
の後酸洗し、約53％の圧下率で冷間圧延して1.07
mmとした。しかる後乾燥雰囲気N₂ガス中で1000
℃で２分間焼鈍し、約86％の圧下率で冷間圧延し
て0.150mmとした。得られた冷延板を公知の方法
で脱炭焼鈍し、焼付分離剤を塗布し、仕上焼鈍を
行なつた。次いでリン酸、無水クロム酸を主成分
とする張力コーテイングを施して、一方向性電磁
鋼板を得た。製品の磁気特性、熱延後最終冷延ま
での脱炭量ΔＣ（％）を第４表に示す。

【表】実施例４Ｃ：0.072％、Si：3.40％、Mn：0.078％、Ｓ：
0.026％、酸可溶性Al：0.029％、Ｎ：0.0080％、
Sn：0.09％、Cu：0.06％、Sb：0.028％を含む厚
さ2.3mmの熱延板に1000℃に５分間、乾燥雰囲気
N₂：90％、H₂：10％ガス中で焼鈍した後、酸洗
し、約22％の圧下率で冷間圧延して1.8mmとし
た。その後(A)1120℃で４分間、乾燥雰囲気N₂：
90％、H₂：10％ガス中で焼鈍後、急冷、(B)1120
℃で４分間、湿潤雰囲気（露点：60℃）N₂：90
％、H₂：10％ガス中で焼鈍した後、急冷、なる
処理をした後、酸洗し、約89％の圧下率で冷間圧
延して0.200mmとした。その後冷延板を公知の方
法で脱炭焼鈍し、焼付分離剤を塗布し仕上焼鈍し
た後張力コーテイングを施して一方向性電磁鋼板
を得た。製品の磁気特性、熱間圧延終了後、最終
冷間圧延までの脱炭量ΔＣ（％）を第５表に示
す。

【表】（発明の効果）以上のとおり、本発明によれば最終冷間圧延前
の含有炭素量を制御するだけで鉄損特性の良好な
高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板を安定して得る
ことができるので、その工業的効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は最終冷間圧延前の金属組織の比較顕微
鏡写真、第２図は熱間圧延最終冷間圧延までの脱
炭量ΔＣと磁気特性との関係図、第３図は熱延板
焼鈍後の金属組織の比較顕微鏡写真である。

Claims

【特許請求の範囲】

１ Si：2.5〜4.0％、Ｃ：0.03〜0.10％、酸可溶
性Al：0.015〜0.040％、Ｎ：0.0040〜0.0100％、
Ｓ：0.01〜0.04％、Mn：0.02〜0.2％を含有しさ
らに、0.04％以下のSn、Cuの１種または２種を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
珪素鋼熱延板を焼鈍し、圧下率80〜95％の強圧下
最終冷間圧延を含む２回以上の冷間圧延とその間
に行う中間焼鈍と、最終冷間圧延後の脱炭焼鈍、
最終仕上焼鈍によつて板厚が0.10〜0.23mmの高磁
束密度の薄手一方向性電磁鋼板を製造する方法に
おいて、熱間圧延終了後最終冷間圧延前の工程途
中に、Ｃを0.0070〜0.0300％脱炭させる工程を有
することを特徴とする鉄損の少ない一方向性電磁
鋼板の製造方法。