JPS6360227A - 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、回転機や変圧器の鉄心材として使用される
無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

電磁鋼板としては、一方向性電磁鋼板と無方向性Ｒｉｍ
Ｂ板の２つのタイプがよく知られている。

一方向性電磁鋼板は、特定の一方向（圧延方間）にとく
にすぐれた磁気特性を示し、変圧器鉄心などに使われる
。無方向性電磁鋼板は、その名が表すとおり磁気特性の
異方性が、一方向性電磁鋼板と比べ極めて小さく方向に
拘りなく一定の性能をもつもので、これは回転機鉄心な
どに適している６また、一方向性電磁鋼板は価格が高い
ため、大量に使用される音響機器用や安定器などの小型
変圧器鉄心としては、安価に製造できる無方向性電磁鋼
板が使われるのが普通である。

衆知のとおり電磁鋼板は、いわゆる鉄損が小さく、また
磁束密度の大きいことが要求され、材料としてはけい素
鋼が使われている。

さて、ここで無方向性ｉｆ　［ｔＡ　４１についていう
と、これはＳｉ２．０％（重量％をいう、以下同様。）
以上の高グレード品、Ｓｔ　Ｏ，５％以上２％未満の中
のグレード品、Ｓｉ０．５％未満の低グレード品に大別
されるが、その製造は通常次のような方法による。

すなわち、所定の成分（主としてＳｉ量）に調整された
溶鋼を連続鋳造により約２０ｏｎ厚のスラブとし、これ
を熱間圧延により２〜３鶴厚に滅厚し、次いで脱スケー
ル後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を
実施して製品板厚となし、最後に仕上げ焼鈍を行って製
品を得る。またこの場合において、熱間圧延直後に焼鈍
工程が追加されることもある。このプロセスはと（に、
中・高グレード品の磁気特性改善とりジング対策に多用
される。

〔発明が解決しようとする問題点〕

ところが、上記のような方法は、鋳片から製品までの間
の材料減厚量が大きく、基本的に製造コストが高くつく
、また、製品は積層状態で使用されることから、良好な
平坦度が求められ、このことが製造コストを更にアップ
させる原因となっている。

それにまた、近年ユーザーより電気機器の高効率化のた
め鉄損と磁束密度がさらに良好な無方向性電磁鋼板が要
望されており、磁気特性の改良がきれば、その工業的メ
リットはきわめて大きい。

本発明は、上記実状に鑑みなされたものであって、工数
が少なく製造コストの大幅な節減が可能であるとともに
、従来品にくらべより高レベルの磁気特性をもつ無方向
性ｉａｍ鋼板を得ることが可能な無方向性ｔＭ１鋼板の
製造方法の提供を目的とする。

〔問題点を解決するための手段〕

すなわち、本発明は、Ｃ０，０１％以下、Ｓｉ１．５〜
４．０％を含み、かつＳ、Ｎｌを、それぞれＳ≦０゜０
０５％、Ｎ≦ｏ、　ｏｏｓ％に規制した溶鋼を、直接１
０〜１ｆｌ厚の薄鋳片とし、該薄鋳片を冷却後、冷間圧
延し、しかるのち焼鈍を行うことを特徴とする無方向性
電磁鋼板の製造方法を要旨する。

ここで、上記冷間圧延とは、１回の冷間圧延のみならず
、中間焼鈍を挾む２回以上の冷間圧延をも含む意味であ
る。

Ｃ作用〕 近年、鋼板製造工程の省略によるコストダウン等の要請
を受け、厚みの１い薄鋳片を溶鋼から直接つくり出す技
術が様々の角度から検討され、その結果薄鋳片の製造は
、現在、工業的レベルで十分可能なものとなってきた。

薄鋳片製造の方法としては、薄型銅鋳型を用いた高速連
続鋳造、あるいは溶鋼からの直接圧延による方法が、一
般に公知である。

このような鋳片製造方法を利用すれば、冷延鋼板の製造
に際し、できた薄鋳片を、熱延工程を経ずに直接冷延に
かける段取りをとることができ（以下、これを「直接冷
延法」と呼ぶ）、熱延工程の省略による工数の削減、コ
ストの低減が可能である。

本発明者らは、この直接冷延法に着目し、同手法の適用
により無方向性電磁鋼板を製造することを考え、その手
法本来のコスト的メリットを生かしつつ、従来品を凌ぐ
すぐれた磁気特性を備える無方向性電磁鋼板の製造を可
能にする方法について、鋭意実験、研究を行い、その結
果、いくつかの新たな知見を得、本発明の完成に至った
ものである。

すなわち、直接冷延法による電磁鋼板の製造については
、一方向性電磁鋼板を扱つた先行技術が公知である。特
公昭５６−４３２９５号に記載されたものであり、要約
すれば次のようなものである。

すなわち、素材としてＳを０．０１〜０．０３％、Ｎ〉
ｏ、ｏｏｓ％含有する材料（けい素鋼）を用い、薄鋳片
（調帯）製造時溶鋼の凝固冷却（凝固期の冷却）および
凝固後の冷却の過程において急冷処理（！Ｉ！整冷却）
を行うことにより、硫化物や窒化物を多量に固溶させて
おく、そして、−次再結晶焼鈍において、これら介在物
の微細析出を行わせることにより、微細な結晶粒を現出
させ、これにより最終の仕上げ焼鈍において二次再結晶
を十分に進行させるようにする。この方法によれば、い
わゆるゴス集合組織の集積度の高い高磁束密度の一方向
性型Ｆ６１鋼板が得られる。

この技術はしかしながら、あくまで一方向性電磁鋼板の
ものであり、無方向性型ｉｆｆ鋼板にとっては無意味で
ある。すなわち、この方法に従って素材を選択し、急冷
処理によって硫化物や窒化物を多量に固溶させ（″Ｆｆ
ｌ鋳片製造工程）、その後頭記した常法どおりの冷延お
よび焼鈍工程を経るようにすると、とくに鉄損の面で十
分なものが得られないことが、発明者らの実験で明らか
となった。

本発明者らは、このような事実を踏まえ更に実験、検討
を進めた結果、次のような事実を知見した。

ｉ）　一般にいって、直接冷延法では、製造段階での凝
固冷却も含め鋳片の冷却は、その鋳片の薄さゆえに、特
別の冷却措置をとらずとも、冷却速度の相当速い急冷の
形となる。このため、鋼中の介在物（硫化物、窒化物）
は、上記冷却を経たあとも、多量固溶状態を保つことに
なる。そしてこの固溶状態の介在物はその後、冷延を経
て仕上げ焼鈍に至ったときに、微細に分散した形で析出
し、これが再結晶粒の成長を妨害することになるのであ
る。一般に鉄損は、結晶粒が１５０〜２００μ輌以下の
比較的小さい領域においては、結晶粒が大きいほど良好
な値を示す傾向があり、上記のように再結晶粒の成長が
妨げられ結晶粒が細かくなると、優れた特性値が期待で
きないことになる。

ｉｉ）シたがって、鉄損を改善するには、仕上げ焼鈍に
おける介在物の微細析出を防止してやることであり、こ
の達成のためには、冷延前の薄鋳片の段階での介在物固
溶量を減じてやることが必要である。そして、介在物固
溶量の低減策としては、薄鋳片の場合にあっては、冷却
過程での介在物制御によるよりも、素材そのものの成分
調整による方が、実際的かつ効果的である。

また一方、磁束密度に関しては、本発明者らの実験の結
果、直接冷延法では熱間圧延を経るよりもむしろすぐれ
た性能が得られることが、同時に判明した。すなわち、
次のような事実が明らかとなったものである。

ｒｉｉ）ａ固後の薄鋳片にはその板面と平行に（１００
）面の強い集積が認められる。一方、素材中ＳＩ量を１
．５％以上にすると、α−Ｔ変態は消失しはじめるが、
このような領域においては、上記（１００）面の集積し
た結晶組織は、その後の冷延および焼鈍を経た後も多量
に残存する傾向がある。

この（１００）面の集積は、通常の熱延を経るプロセス
によった場合にくらべその集積度は蟲かに強いものであ
る。

（１００）面が高い比率で板面と平行に存在するという
ことは、換言すれば磁化容易軸である〔００１〕軸が板
面と平行に存在する確率が高いということであり、これ
が高磁束密度をもたらすことは周知のとおりである。

すなわち、前記した本発明の方法は、以上のような知見
に基づいており、原理的にいうと、直接冷延法の適用に
際し、■素材中のＳ、Ｎ量を所定の低レベル（≦ｏ、ｏ
ｏｓ％）に規制し、かっ■その５ｉｌｌはα−Ｔ変態が
消失しはじめる１、５％を限界値としてそれ以上のレベ
ルに設定するというものである。

すなわち、Ｓ、Ｎｉを■のように規制すれば、鋼中介在
物としての硫化物および窒化物の生成層そのものが減少
し、これにより最終仕上げ焼鈍における介在物析出が効
果的に防止され、その結果十分な結晶粒成長が保証され
て、すぐれた鉄損性能が確保されることになる。

また、Ｓｉを■のように設定すれば、鋳片段階で生じる
（１００）面の集積が最終段階まで持ち来たされ、その
結果従来品を上回る高い磁束密度が実現されることとな
る。

以下、本発明の構成要件について、具体的に説明する。

・本発明の方法は、素材鋼として、下記の成分条件を満
足するけい素鋼を使用する。

Ｃ：　０．０１％以下　Ｓｉ　：　１．５〜４．０％Ｓ
　：　０．００５％以下　Ｎ　：　０．００５％以下上
記各成分の含有Ｎ限定の理由についていうと、ＣＴＣは
磁気特性、とくに鉄損を大きくする存置な元素であり、
少ないほどよい。一般には高グレード電磁鋼板の場合仕
上焼鈍で脱炭を行うこともあるが、本発明の場合には製
造コスト低減の意味から非脱炭の通常焼鈍のみで製品化
するので、Ｃはこの非脱炭状態で良好な鉄屑が確保され
るよう０．０１％を上限とする必要がある。なお、下限
については、上記理由で少ない方が好ましく、特に限定
しない。

Ｓｉ：Ｓｉは、電気抵抗を高め渦電流損を滅して鉄損を
低減する効果があり、電ＶＡ崎板としての特性を維持す
る上で必要不可欠な元素である。一般にいって、Ｓｉ量
が増すほど、鉄損は小さくなるが、磁束密度は逆に減少
する傾向がある。しかるに、本発明のように薄鋳片を直
接冷延する場合には、Ｓｉ２０．５％にすれば、α−γ
変態の消失傾向により、鋳片段階で生じた（１００）面
の集積が冷延−仕上焼鈍を経たあとまで維持されて、高
磁束密度が確保できるものであり、したがってＳｉ量は
１．５％以上に限定した。

Ｓｔはただし、冷間圧延時の割れを生じ易くすることか
ら、４．０％以下に止める必要がある。

Ｓ：硫化物を形成し、仕上焼鈍における再結晶粒の成長
を妨害する作用がある。この妨害作用を取除き、再結晶
粒の成長を促進して低い鉄損値を確保するために、極力
少なくするのがよい。

第１図は後述実施例１の実験結果を、鋼中Ｓ量と鉄損の
関係としてプロットしたものである。２％Ｓｔ鋼になる
５１８クラスの無方向性ｉｉｔ磁鋼板で鉄損値（Ｗ＋５
ｚｓｏ　）は実用上４．２　ｗ／ｋｇ以下が必要であり
、同図によると、このレベルを満たすためには、Ｓ≦０
．００５％が必要である。すなわちＳは、５１８クラス
の鉄損値が得られる範囲として、０゜００５％以下を選
定した。

Ｓの下限については、第１図にも明らかなように鉄損は
ＳＩｌが低いほどより小さい値を示すことから、とくに
制限は設けないが、実際には製鋼技術、経済性の面から
可能な範囲は自ずと決まる。

ＮＵＮは窒化物を形成し、Ｓと同様仕上焼鈍時の再結晶
粒の成長を阻害し鉄損特性を劣下させるよう（肋くため
、できるだけ少なくするのがよい。

第２図は後述実施例２の実験結果を基に、鋼中Ｎ量と鉄
損の関係をプロットした図であり、同図によると、３１
８クラスの鉄損値を得るには、Ｎは０．００５％以下に
抑える必要がある。よって本発明では、Ｎｏ、００５％
以下に限定した。

なお、Ｎについても、その量が少ないほどより良好な鉄
損値が得られるので、その下限はとくに規定しない、た
だし、この場合にも、工業的・経済的制約から実施可能
な範囲は自ずと決まる。

素材鋼の上記以外の成分については、とくに限定するも
のではないが、以下のようなものが適当である。

ＭｌＩ　Ｏ，０５〜１．０％　　　　ＡＩ　０．００１
〜１．０％Ｐ≦０．０５０７； 上記各成分について簡単に説明すると、Ｍｎ　：　Ｓｉ
程ではないが電気抵抗を高め鉄損を低減させる効果があ
るが、１．０％をこえる添加は冷延時の延性を低下させ
るので、１．０％以下が適当である。なお、上記下限値
は、特にＭｎを添加しなくても溶鋼中に混入される値の
最小値である。

Ａ１：Ｓｉ同様電気抵抗を高め鉄損を低減させる効果が
あるが、これも１．０％をこえる添加は冷延時の延性を
低下させるので、１．０％以下が適当である。

また、溶鋼の十分な脱酸を期するためには少なくとも０
．００１％以上の含有とするのがよい。

ＦＤＰは冷延時の延性低下をもたらすので０．０５０％
以下が望ましい。

・本発明の方法では、上記のような成分組成になる溶鋼
から、薄鋳片を製造する。薄鋳片の製造は、薄型水冷銅
鋳型による連続鋳造や溶鋼からの直接圧延等、公知の手
法によればよい、薄鋳片の厚みとしては、１０〜ＩＮと
する。すなわち、厚みが１０鶴をこえると、通常求めら
れる無方向性電磁鋼板の製品板厚である０、５　ｔｍ以
下の厚みまで圧延するのに大きな圧下量を要することと
なり、コスト的に不利となる。一方これが１ｍ未満にな
ると、製品までの圧下量が小さくなりすぎて、仕上げ焼
鈍時十分な再結晶が得難くなる。

なお、この鋳片の冷却については、とくに条件はない、
上記板厚に凝固させた場合には、冷却速度は必然的に１
℃／ｓｅｃ以上１０５℃／ｓｅｃ未満程度となる。

・次に、このような薄鋳片を冷却後、冷間圧延にかけ、
目標製品厚まで滅厚する。この冷延工程は、ｌまたは２
回以上の冷延を実施する。冷延の回数は、素材鋼成分、
必要圧下量等に応し、その必要圧下１ｆｔＭ保のための
１回当たりの圧下量が、材料割れを生じない許容範囲内
に収まるように決める。

冷延を２回以上繰り返す場合には、冷延と冷延の間に軟
化焼鈍（中間焼鈍）の工程を挟むことは、通常の場合と
同じである。中間焼鈍の条件としては連続焼鈍の場合は
７５０〜１０００℃Ｘ　５〜１８０ｓｅｃ程度が適当で
ある。また箱焼鈍で行う場合は７００〜ｂ ・上記冷延後、最終工程として仕上焼鈍を実施する。こ
の焼鈍は上記冷延後の加工ｉＩＩ織を再結晶化させる再
結晶焼鈍であり、非脱炭を原則とする。

条件としては、８００−１２００℃Ｘ　５〜１８０ｓｅ
ｃ程度がよい。

（実施例〕 ｉ）実施例１　（鉄損に及ぼすＳの効果）第１表ｍｌに
示す鯛を真空溶解し、この際Ｆｅ５を所要量添加してＳ
量の調整を行うことにより、同表に示す種々のＳ量の素
材鋼を得た。

この鋼（溶鋼）を真空中において、５＊ａｔ　ｘ２９０
　ｔｍ’　Ｘ１５Ｑｈｔｍ’　（鋳込スヘース）ノ水冷
消鋳型に鋳込んで薄鋳片を得、冷却後この鋳片を両面研
削により２．５ｆｌ厚とし、次いで冷延を１回行って製
品厚の０．５ｆｌとし、しかるのち９００℃×３０秒の
焼鈍を実施した。

このようにして得た各綱板について磁気特性（鉄損値、
磁束密度）を調査した。調査は、３０ｆｌ×２８０Ｈの
エプスタイン試験片を、圧延方向とその直角方向から半
数ずつ採取して行った。

結果を第１表の右欄に示す。

同表の結果から、ｓｌの減少とともに鉄損性能は向上し
、とくにＳ≦ｏ、ｏｏｓ％ではＳ１８クラスとして実用
的に十分なＷ、ｓｚｓ。≦４．２が得られることがわか
る。なお、磁束密度については、同表の結果からＳ量は
実質的に影響のないことが明らかである。

第　　　　１　　　　表 実施例２（鉄損に及ばすＮの効果） 第２表１’ｈｌに示す綱を真空溶解し、この際所要のＮ
インジェクシヨンによるＮ量調整を行って、同表に示す
種々のＮｌの素材鋼を溶製し、この溶鋼から実施例１と
同様の要領で鋼板を製造して、磁気特性を調査した。

結果は第２表右欄に示すとおりであり、Ｎｌについても
、その減少とともに鉄損性能が良好となり、Ｓの場合同
様Ｎ≦０．００５％において３１８クラスの鉄損値が確
保されることが明らかである。

なお、磁束密度に対しては、Ｎｌも実質的に影響しない
ことがわかる。

第　　　　２　　　　表 実施例３ 第３表に示す各部分の鋼を真空溶解で溶製し、これを４
ｍ’　Ｘ　２９０ｍ’　Ｘ１５０　ｔｓＬ（鋳込スヘー
ス）の鋳型に鋳込んだ。

得られた鋳片を両面研削により同表に示す厚みとし、こ
れに同表の冷間圧延−仕上焼鈍を施して、供試鋼板を得
た。ただし障１６に限っては、転炉溶製一連続鋳造一熱
間圧延一酸洗の工程を経、以降は同表に示す冷延−焼鈍
を実施して供試鋼板を得た。

上記のような供試鋼板について、先の実施例と同様の方
法で磁気特性を調査した６ 結果は同表右欄に示す。

同表の結果について説明する。患１と−２の比較から、
Ｓｉｌ≧１．５％の条件が、鉄損、磁束密度の改善に有
効に寄与することがわかる。患３〜階７の結果には、ｓ
ｌを５０．００５％の範囲とすることにより、とくに鉄
損値が大きく改善され、Ｓ≦ｏ、ｏｏｓ％の範囲でも、
ｓｌを少なくするほど良好な鉄損値が得られることが示
されている。また隘８〜隘１）の結果においては、Ｎｆ
＃に関し上記ｓｌの場合と全く同じ傾向が認められる。

Ｎａ５．６．１０．１）と患１２を比較すると、Ｃｆｉ
を０．０１％以下にすることが、鉄損の大幅向上につな
がることが明らかである。　Ｉｋ１３〜１６によると、
冷延前の板厚が１，０酊未溝になると鉄…の増加が認め
られ、薄鋳片の厚みは１龍以上が必要であることがわか
る。また隘１７の結果からは、冷延は１回よりも２回の
方が鉄損値に対し有利であることが理解される。景後に
ほぼ同一成分の寛６と隘１９の比較をみると、本発明で
は従来の熱延を経るプロセスにくらべ格段にすぐれた磁
気特性が得られることが明らかであ〔発明の効果〕 以上の説明から明らかなように本発明の方法は、薄鋳片
から直接冷延を行うもので、熱延工程が不要であり、工
数が少なくてすむのみならず、コストの大幅節減が可能
であり、しかも従来品にくらべ鉄損、磁束密度がよりす
ぐれた無方向性電磁鋼板が製造できるものであり、した
がって本発明はこの種！磁鋼板の価格低減ならびに性能
向上に資するところがきわめて大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は実施例１の実験結果を、ＳＮ−鉄損値の関係と
してプロットした図、第２図は実施例２の実験結果を、
ＮＭ−鉄損値の関係としてプロットした図、である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、Ｃ０．０１％以下、Ｓｉ１．５〜４．
   ０％を含み、かつ不純物としてのＳ、Ｎ量を、それぞれ
   Ｓ≦０．００５％、Ｎ≦０．００５％に規制した溶鋼を
   、直接１〜１０ｍｍ厚の薄鋳片とし、該薄鋳片を冷却後
   、冷間圧延し、しかるのち焼鈍を行うことを特徴とする
   無方向性電磁鋼板の製造方法。
2. （２）冷間圧延は、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延
   工程からなることを特徴とする特許請求の範囲第１項記
   載の無方向性電磁鋼板の製造方法。