JP2002212687A

JP2002212687A - 鉄損および打抜き加工性の良好な方向性電磁鋼板とその製造方法

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Publication number: JP2002212687A
Application number: JP2001011409A
Authority: JP
Inventors: Yasuyuki Hayakawa; 康之早川; Takeshi Imamura; 今村　　猛; Mitsumasa Kurosawa; 光正黒沢
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-01-19
Filing date: 2001-01-19
Publication date: 2002-07-31
Anticipated expiration: 2021-01-19
Also published as: JP3997712B2

Abstract

(57)【要約】【課題】加工性および磁気特性に優れ、また経済的に
も有利な方向性電磁鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Si：2.0 〜8.0 ％およびＮ：
10〜100 ppm を含有する組成とし、また二次再結晶粒の
内部に粒径が0.15mm以上、0.50mm以下の微細結晶粒を２
個／cm² 以上の頻度で含有させ、しかもフォルステライ
ト(Mg₂SiO₄) を主体とする下地被膜を生成させない。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主として小型のモ
ータやトランスおよび発電機等の鉄心材料に用いて好適
な方向性電磁鋼板とその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】電磁鋼板を積層して使用する小型トラン
スの代表的な形状として、図１に示すような、ＥＩ型コ
アが知られている。このＥＩ型コアは、打抜き加工によ
り製造されているが、打ち抜く際に発生するスクラップ
の量が少ない効率的な加工方法が用いられている。

【０００３】かようなＥＩ型コア用の鉄心材料として
は、現在、無方向性電磁鋼板と方向性電磁鋼板の両方が
用いられている。無方向性電磁鋼板を使用した場合に
は、方向性電磁鋼板を使用した場合に比較して磁気特性
のレベルが低いために、コアの磁気特性は劣っている。
しかしながら、無方向性電磁鋼板は方向性電磁鋼板に比
較して、製造プロセスが単純なため価格が低いので、経
済的な観点から判断して使用されている。一方、方向性
電磁鋼板は圧延方向の磁気特性は良好であるが、圧延直
角方向の磁気特性は著しく劣っている。しかしながら、
ＥＩコア内での磁束の流れの向きは、圧延直角方向とな
る領域が２割程度あるものの、８割程度の領域は圧延方
向であるため、ＥＩ型コアの鉄心材料として方向性電磁
鋼板を使用した場合には、無方向性電磁鋼板よりもはる
かに良好な特性が得られる。そのため、鉄損を重視する
場合の多くは方向性電磁鋼板が用いられている。

【０００４】上述したとおり、ＥＩ型コアは、鋼板を金
型によって打抜き加工することによって製造されてい
る。方向性電磁鋼板の表面には、通常、フォルステライ
ト(Mg₂SiO₄) を主体とした下地被膜（グラス被膜）が形
成されているが、このフォルステライト被膜は、無方向
性電磁鋼板に被覆されている有機樹脂系の被膜に比べる
と著しく硬質なため、打抜き金型の磨耗が大きい。その
ため、金型の再研磨または交換が必要となり、需要家に
おける鉄心加工時の作業効率の低下とコストアップをも
たらすことになる。また、スリット性、切断性もフォル
ステライト被膜の存在により、劣化する。

【０００５】さらに、方向性電磁鋼板の結晶粒は通常10
〜50mm程度の粗大粒であり、通常0.03〜0.20mmの微細結
晶粒からなる無方向性電磁鋼板に比較して粗大であるた
め、打抜き加工時にダレ等の形状変化が大きいという問
題もある。

【０００６】方向性電磁鋼板の打抜き加工性を改善する
方法としては、フォルステライト被膜を酸洗や研削など
の方法で除去することが考えられるが、この方法は、コ
スト高になるだけでなく、表面性状が悪化し、磁気特性
も劣化する等、大きな問題がある。なお、特公平６−49
948 号および特公平６−49949 号公報には、仕上焼鈍時
に適用するMgＯを主体とする焼純分離剤中に薬剤を配合
することによって、フォルステライト被膜の形成を抑制
する技術が、また特開平８−134542号公報には、Mnを含
有する素材に対しシリカ、アルミナを主体とする焼鈍分
離剤を適用することによって、フォルステライト被膜の
形成を抑制する技術が、それぞれ提案されている。しか
しながら、これらの方法では、フォルステライト被膜の
悪影響は排除できるものの、結晶粒径が粗大であること
による加工性の劣化については改善は望み得ない。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】上述したとおり、従来
の技術では、ＥＩ型コアのような小型トランスの鉄心材
料として理想的な、磁気特性と加工性の両者を兼ね備え
る材料を提供することはできなかった。本発明は、上記
の実状に鑑み開発されたもので、加工性および磁気特性
に優れ、また経済的にも有利な、全く新しい方向性電磁
鋼板をその有利な製造方法と共に提案することを目的と
する。

【０００８】

【課題を解決するための手段】発明者らは、先に、イン
ヒビタ成分を含有しない素材において、ゴス方位結晶粒
を二次再結晶により発達させる技術を提案した（特開20
00−129356号公報）が、本発明は、上記の技術を、ＥＩ
コア等の打抜き加工性を重視する小型電気機器に適用す
べく鋭意研究を重ねた末に、開発されたものである。

【０００９】以下、本発明を成功に至らしめた実験につ
いて説明する。質量％で、Ｃ：0.0020％、Si：3.5 ％お
よびMn：0.04％を含み、かつAlを20 ppm、Ｎを８ppm 、
その他の成分を 30ppm以下に低減し、しかもインヒビタ
成分を含まない組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製
造した。ついで、1150℃に加熱後、熱間圧延により 3.0
mm厚とした熱延板を、窒素雰囲気中にて 850℃で１分間
均熱したのち、急冷した。ついで、冷間圧延により0.35
mmの最終板厚としたのち、水素：50 vol％、窒素：50 v
ol％、露点：−30℃および水素：50 vol％、窒素：50 v
ol％、露点：50℃の二種類の雰囲気中にて 930℃で均熱
20秒の再結晶焼鈍を施した。その後、最終仕上焼鈍を施
した。この最終仕上焼鈍は、露点：−20℃の窒素雰囲気
中にて、常温から 875℃まで50℃/hの速度で昇温し、50
時間保定したのち、さらに水素雰囲気に切り替えて20℃
/hの速度で種々の温度まで昇温した。ついで、最終仕上
焼鈍終了後、重クロム酸アルミニウム、アクリル樹脂エ
マルジョンおよびほう酸よりなる有機系コーティング
（膜厚：１μm ）を施した。かくして得られた製品板を
用いてＥＩ型コアを作製し、その鉄損 (Ｗ_15/50)を測定
した。また、比較のため、同じ板厚の市販の方向性電磁
鋼板を用いて作製したＥＩ型コアについても、同様の調
査を行った。

【００１０】図２に、最終仕上焼鈍到達温度と磁気特性
との関係について調べた結果を示す。なお、市販の方向
性電磁鋼板の最終仕上焼鈍到達温度は不明であるが、比
較のため同図中に併せて示す。同図に示したように、再
結晶焼鈍を露点：−30℃の乾燥雰囲気中で行った場合に
は、最終仕上焼鈍の到達温度が 875〜950 ℃の範囲で特
に良好な鉄損が得られ、1000℃を超えると劣化すること
が判明した。しかしながら、劣化した場合でも市販の方
向性電磁鋼板に比べると良好な鉄損を示していた。これ
に対し、再結晶焼鈍を露点：50℃の湿潤雰囲気中で行っ
た場合には、乾燥雰囲気中で行った場合に比べると鉄損
が劣っており、市販の方向性電磁鋼板に近い鉄損しか得
られなかった。

【００１１】次に、再結晶焼鈍を乾燥雰囲気中で行った
場合に良好な鉄損が得られた理由を解明するために、結
晶組織の調査を行った。図３に、最終仕上焼鈍後の結晶
組織を示す。同図によれば、数cmもの粗大な二次再結晶
粒内部に、粒径が0.15〜0.50mm程度の微細結晶粒が散在
していることが分かる。また、断面組織を調べたとこ
ろ、これらの微細結晶粒は板厚を貫通していることが判
った。このように、粒径：0.15〜0.50mmの微細結晶粒の
存在頻度とＥＩコアの鉄損との間に強い相関があること
が判明した。

【００１２】そこで、次に、最終仕上焼鈍の到達温度と
微細粒の存在頻度との関係について調べた結果を図４に
示す。なお、微細粒の存在頻度は鋼板表面の３cm角の領
域内での粒径（円相当径）が0.15〜0.50mmの微細結晶粒
の数を計測して求めた。同図によれば、到達温度が高く
なるほど微細粒が減少することが分かる。

【００１３】また、図５に、微細粒の存在頻度とＥＩコ
アの鉄損との関係について調べた結果を示す。同図に示
されるとおり、微細結晶粒の頻度が２個／cm² 以上、よ
り好ましくは50個／cm² 以上になると、良好な鉄損が得
られることが新たに究明された。

【００１４】次に、打抜き性を評価するために、25トン
プレス機にて、17mm角（材質：ＳＫＤ−11）、打抜き速
度：350 ストローク／分、クリアランス：６％板厚の条
件で、市販の打抜き油を使用し、カエリ高さが50μm に
達するまで連続打抜きを行った。表１に、仕上焼鈍到達
温度と打抜き回数との関係について調べた結果を示す。

【００１５】

【表１】

【００１６】同表に示したとおり、再結晶焼鈍を乾燥雰
囲気中で行った場合が最も良好な打抜き性を示し、再結
晶焼鈍を湿潤雰囲気中で行った場合はそれよりも劣り、
特にフォルステライト被膜を有する市販の方向性電磁鋼
板では大きく劣っていた。また、再結晶焼鈍を乾燥雰囲
気中で行った場合には、特に到達温度が1000℃以下で良
好な打抜き回数を示し、到達温度が高くなるほど劣化す
る傾向が認められた。

【００１７】市販の方向性電磁鋼板にはフォルステライ
トを主体とする下地被膜が存在し、また再結晶焼鈍を湿
潤雰囲気中で行った場合にはシリカを主体とする内部酸
化層が形成さるため、当然打抜き性は劣化するが、再結
晶焼鈍を乾燥雰囲気中で行った場合にも、打抜き回数の
到達温度依存性が認められた。

【００１８】そこで、この理由を解明するために検討を
行ったところ、仕上焼鈍後の鋼中窒素量が打抜き性に及
ぼす影響が大きいことが明らかとなった。調査の結果、
鋼中窒素量は 875℃の保定中に増加し、昇温時 950℃以
上では脱窒が進行し窒素量が減少することが判明した。
図６に、鋼中Ｎ量と打抜き回数との関係を示すが、鋼中
Ｎ量が 10ppm以上になると打抜き性が著しく改善される
ことが注目される。

【００１９】以上述べたように、再結晶焼鈍を乾燥雰囲
気中で行うことによって、下地被膜や内部酸化層等の表
面酸化物を排除すると共に、最終仕上焼鈍における到達
温度を1000℃以下に抑えて微細結晶粒を残存させること
によって鉄損を効果的に改善することができ、またフォ
ルステライト（Mg₂SiO₄)を主体とする下地被膜（グラス
被膜）を形成せず、さらに鋼中にＮを 10ppm以上含有さ
せることによって、打抜き性を格段に向上させることが
できたのである。本発明は、上記の知見に立脚するもの
である。

【００２０】すなわち、本発明の要旨構成は次のとおり
である。１．質量％で、Si：2.0 〜8.0 ％およびＮ：10〜100 pp
m を含有する組成になる方向性電磁鋼板であって、二次
再結晶粒の内部に粒径が0.15mm以上、0.50mm以下の微細
結晶粒を２個／cm² 以上の頻度で含み、かつフォルステ
ライト(Mg₂SiO₄)を主体とする下地被膜を有しないこと
を特徴とする、鉄損および打抜き加工性の良好な方向性
電磁鋼板。

【００２１】２．上記１において、鋼板が、質量％で、
さらに、Ni：0.005 〜1.50％、Sn：0.01〜1.50％、Sb：
0.005 〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005 〜0.50
％およびCr：0.01〜1.50％のうちから選んだ少なくとも
１種または２種以上を含有する組成になることを特徴と
する、鉄損および打抜き加工性の良好な方向性電磁鋼
板。

【００２２】３．質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0
〜8.0 ％およびMn：0.005 〜3.0 ％を含み、かつAlを 1
00 ppm以下、Ｎを 50ppm以下に低減した組成になる鋼ス
ラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施した
のち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を
施し、ついで露点：40℃以下の低酸化性または非酸化性
雰囲気中にて再結晶焼鈍を行い、その後必要に応じて焼
純分離剤を塗布してから、最終仕上焼鈍を窒素を含有す
る露点：40℃以下の低酸化性または非酸化性雰囲気中に
て1000℃以下の温度で行うことを特徴とする、鉄損およ
び打抜き加工性の良好な方向性電磁鋼板の製造方法。

【００２３】４．上記３において、鋼スラブが、質量％
で、さらに、Ni：0.005 〜1.50％、Sn：0.01〜1.50％、
Sb：0.005 〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005 〜
0.50％およびCr：0.01〜1.50％のうちから選んだ少なく
とも１種または２種以上を含有する組成になることを特
徴とする、鉄損および打抜き加工性の良好な方向性電磁
鋼板の製造方法。

【００２４】

【作用】本発明に従い、再結晶焼純を露点が40℃以下の
低酸化性または非酸化性雰囲気中で行うことによって、
フォルステライト被膜や下地被膜等の表面酸化物を排除
し、また最終仕上焼鈍における到達温度を1000℃以下に
抑えることによって微細結晶粒を残存させることが、鉄
損の低減に有効に寄与する理由については必ずしも明ら
かではないが、本発明者らは次のように考えている。ま
ず、再結晶焼純および最終仕上焼鈍を低酸化性または非
酸化性雰囲気中で行い、表面酸化物の形成を排除するこ
とは、磁気的に平滑な表面を保ち、磁壁の移動を容易に
して、ヒステリシス損失を低減させるものと考えられ
る。さらに、二次再結晶粒の内部の微細結晶粒の存在
は、磁区を細分化して渦電流損失を低減するものと考え
られる。通常のインヒビタを用いる技術では、1000℃を
超える高温焼鈍でインヒビタ成分（Ｓ, Se, Ｎ等）を純
化しなければ低鉄損が得られないが、本発明のようにイ
ンヒビタを使用しない方法では、純化を行わなくとも二
次再結晶が完了すれば低鉄損が得られるため、仕上焼鈍
における到達温度を低めに抑え、微細粒を残存させる方
法が有効に作用するものと考えられる。

【００２５】また、本発明において、インヒビタ成分を
含まない鋼において二次再結晶が発現する理由は、以下
のように考えている。発明者らは、ゴス方位粒が二次再
結晶する理由について鋭意研究を重ねた結果、一次再結
晶組織における方位差角が20〜45°である粒界が重要な
役割を果たしていることを見出し、Acta Materia1 45巻
（1997）1285ページに報告した。方向性電磁鋼板の二次
再結晶直前の状態である一次再結晶組織を解析し、様々
な結晶方位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒
界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合
（％）を調査した結果を図７に示す。図７において、結
晶方位空間はオイラー角（Φ₁ 、Φ、Φ₂ ）のΦ₂ ＝45
°断面を用いて表示しており、ゴス方位など主な方位を
模式的に表示してある。

【００２６】図７は、方向性電磁鋼板の一次再結晶組織
における方位差角が20〜45°である粒界の存在頻度を示
したものであるが、ゴス方位が最も高い頻度を持つ。方
位差角：20〜45°の粒界は、C.G.Dunnらによる実験デー
タ（AIME Transaction 188巻(1949) P.368 ）によれ
ば、高エネルギー粒界である。高エネルギー粒界は、粒
界内の自由空間が大きく乱雑な構造をしている。粒界拡
散は、粒界を通じて原子が移動する過程であるので、粒
界中の自由空間の大きい高エネルギー粒界の方が粒界拡
散が速い。二次再結晶は、インヒビタと呼ばれる析出物
の拡散律速による成長・粗大化に伴って発現することが
知られている。高エネルギー粒界上の析出物は、仕上焼
鈍中に優先的に粗大化が進行するので、ゴス方位となる
粒の粒界が優先的にピン止めがはずれて、粒界移動を開
始しゴス方位粒が成長すると考えられる。

【００２７】発明者らは、上記の研究をさらに発展させ
て、二次再結晶におけるゴス方位粒の優先的成長の本質
的要因は、一次再結晶組織中の高エネルギー粒界の分布
状態にあり、インヒビタの役割は、高エネルギー粒界で
あるゴス方位粒の粒界と他の粒界との移動速度差を生じ
させることにあることを突き止めた。従って、この理論
に従えば、インヒビタを用いなくとも、粒界の移動速度
差を生じさせることができれば、ゴス方位に二次再結晶
させることが可能となる。

【００２８】鋼中に存在する不純物元素は、粒界とくに
高エネルギー粒界に偏析し易いため、不純物元素を多く
含む場合には、高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度
に差がなくなっているものと考えられる。従って、素材
の高純度化によって、上記のような不純物元素の影響を
排除することにより、高エネルギー粒界の構造に依存す
る本来的な移動速度差が顕在化して、ゴス方位に二次再
結晶させることが可能になる。

【００２９】また、本発明に従い、鋼中Ｎ量を 10ppm以
上とすることによって打抜き性が著しく改善される理由
については、侵入型固溶元素である微量固溶窒素の影響
が考えられる。また、Ｎの残存により増加すると考えら
れる前述の二次再結晶粒内に散在する微細結晶粒の存在
自体が打抜性の改善に寄与している可能性もある。

【００３０】

【発明の実施の形態】次に、本発明の構成用件の限定理
由について述べる。まず、本発明の電磁鋼板の成分とし
ては、質量％でSi：2 ％〜8.0 ％を含有する必要があ
る。というのは、Siが２％に満たないと十分な鉄損改善
効果が得られず、一方８％を超えると加工性が劣化する
からである。また、加工性を確保するためには、Ｎを 1
0ppm以上含有させる必要がある。しかしながら、100 pp
m を超えると析出物の影響で鉄損が劣化するので、Ｎは
10〜100 ppm の範囲に制限する必要がある。

【００３１】また、本発明の鋼板では、二次再結晶粒の
内部に粒径が0.15mm以上、0.50mm以下の微細結晶粒を２
個／cm² 以上、好ましくは50個／cm² 以上の頻度で含有
させることが、鉄損低減のために必要である。ここに、
微細粒の粒径が0.15mm未満の場合あるいは0.50mm以上の
場合には、磁区の細分化効果が小さく鉄損低減に寄与し
ないので、粒径が0.15〜0.50mmの範囲の微細結晶粒の存
在頻度に着目するが、かかる微細結晶粒の存在頻度が２
個／cm ² に満たないと、磁区細分化効果が減少して十分
な鉄損の改善が望めない。なお、かかる微細結晶粒の存
在頻度の上限は特に限定されることはないが、あまりに
多すぎると磁束密度が低下するので、上限は1000個／cm
² 程度とするのが好ましい。

【００３２】さらに、良好な打抜き性を確保するために
は、鋼板表面にはフォルステライト(Mg₂SiO₄) を主体と
した下地被膜を生成させないことが大前提である。

【００３３】次に、本発明の電磁鋼板を製造する際の素
材スラブ成分の限定理由をについて説明する。なお、以
下に示す成分組成の％表示は「質量％」である。Ｃ：0.08％以下素材段階でＣ量が0.08％を超えていると、脱炭焼鈍を施
してもＣを磁気時効が起こらない 50ppm以下まで低減す
ることが困難になるので、Ｃ量は0.08％以下に制限して
おく必要がある。特に、素材段階で 60ppm以下に低減し
ておくことが、再結晶焼鈍を乾燥雰囲気中で行い脱炭を
省略して平滑な製品表面を得る上で望ましい。

【００３４】Mn：0.005 〜3.0 ％ Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素である
が、0.005 ％に満たないその添加効果に乏しく、一方
3.0％を超えると磁束密度が低下するので、Mn量は0.005
〜3.0 ％とする。なお、Siは、製品板である電磁鋼板
について、上述したところと同じである。

【００３５】Al：100 ppm 以下、Ｎ：50 ppm以下 Alは 100 ppm以下、またＮは 50ppm以下好ましくは 30p
pm以下まで低減することが、良好に二次再結晶を発現さ
せる上で必要である。さらに、インヒビタ形成元素であ
るＳやSeについても 50ppm以下、好ましくは30 ppm以下
に低減することが有利である。その他、窒化物形成元素
であるTi, Nb, Ｂ, Ta, Ｖ等についても、それぞれ50pp
m 以下に低減することが鉄損の劣化を防ぎ、加工性を確
保する上で有効である。

【００３６】以上、必須成分および抑制成分について説
明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を
適宜含有させることができる。すなわち、熱延板組織を
改善して磁気特性を向上させる目的で、Niを添加するこ
とができる。しかしながら、添加量が 0.005％未満では
磁気特性の向上量が小さく、一方1.50％を超えると二次
再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するので、Ni添加
量は 0.005〜1.50％とすることが好ましい。また、鉄損
を向上させる目的で、Sn：0.01〜1.50％、Sb：0.005 〜
0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005 〜0.50％および
Cr：0.01〜1.5 ％等を単独または複合して添加すること
ができる。しかしながら、それぞれの添加量が下限に満
たないと鉄損向上効果が小さく、一方上限を超えると二
次再結晶粒の発達が抑制されるので、いずれも上記の範
囲で添加する必要がある。

【００３７】次に、本発明の製造方法について説明す
る。上記の好適成分組成に調整した溶鋼から、通常、造
塊法や連続鋳造法を用いてスラブを製造する。また、直
接鋳造法を用いて 100mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造
してもよい。スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延
するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱延に供してもよ
い。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を行っても良い
し、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めても
よい。

【００３８】ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す
が、ゴス組織を製品板において高度に発達させるために
は、熱延板焼鈍温度は 800℃以上，1050℃以下とするの
が好適である。というのは、熱延板焼鈍温度が 800℃未
満では熱延でのバンド組織が残留し、一方1050℃を超え
ると熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎて、いずれも製
品板のゴス組織の発達が低下し、ひいては磁束密度の低
下を招くからである。

【００３９】熱延板焼鈍後、必要に応じて中間焼鈍を挟
む１回以上の冷延を施したのち、再結晶焼鈍を行い、Ｃ
を磁気時効の起こらない 50ppm以下、好ましくは 30ppm
以下に低減する。なお、冷間圧延に際しては、圧延温度
を 100〜250 ℃に上昇させて行うこと、および冷間圧延
途中で 100〜250 ℃の範囲での時効処理を１回または複
数回行うことが、ゴス組織を発達させる点で有効であ
る。

【００４０】また、最終冷延後の再結晶焼鈍は 800〜10
00℃の範囲で行うことが好適である。さらに、再結晶焼
鈍の雰囲気は露点：40℃以下好ましくは０℃以下の低酸
化性または非酸化性雰囲気を使用して、表面酸化物の生
成を極力抑制することが平滑な表面を保ち、良好な鉄損
を得る上で最も肝要な点である。なお、上記の最終冷間
圧延後あるいは再結晶焼鈍後に、浸珪法によってにSi量
を増加させる技術を併用してもよい。

【００４１】その後、必要に応じて焼純分離剤を適用す
るが、その際にはフォルステライトを形成するMgＯは使
用せず、シリカ、アルミナ等を用いる。また、塗布に際
しても、水分を持ち込まず酸化物生成を抑制する目的で
静電塗布を行うことなどが有効である。

【００４２】ついで、最終仕上焼鈍を施すことにより二
次再結晶組織を発達させる。この際、最終仕上焼鈍の雰
囲気としては、窒素を含有させることが、二次再結晶を
発現させ、かつ10 ppm以上の固溶窒素を確保する上で有
効である。また、酸化物生成を抑制するために、露点：
40℃以下好ましくは０℃以下の低酸化性または非酸化性
雰囲気を用いる。というのは、露点が40℃を超えると表
面酸化物の生成量が多すぎて鉄損が劣化するだけでな
く、打抜き性も大きく劣化するからである。さらに、最
終仕上焼鈍は二次再結晶発現のために 800℃以上で行う
必要があるが、800 ℃までの加熱速度は、磁気特性に大
きな影響を与えないので任意の条件でよい。最高到達温
度は1000℃以下、好ましくは 950℃以下とすることが、
二次再結晶粒内部に円相当径で粒径が0.15mm以上、0.50
mm以下の微細結晶粒を２個／cm² 以上好ましくは50個／
cm² 以上の頻度で形成させて鉄損を低下させるために必
要である。

【００４３】なお、鋼板を積層して使用する場合には、
鉄損を改善するために、鋼板表面に絶縁コーティングを
施すことが有効である。良好な打抜き性を確保するため
に樹脂を含有する有機系コーティングが望ましいが、溶
接性を重視する場合には無機系コーティングを適用す
る。

【００４４】

【実施例】実施例１Ｃ：0.002 ％, Si：3.4 ％, Mn：0.07％およびSb：0.03
％を含み、かつAl：30ppm 、Ｎ：９ppm に低減し、その
他の成分も全て 50ppm以下に低減した組成になる鋼スラ
ブを、連続鋳造にて製造した。ついで、1100℃で20分加
熱後、熱間圧延により2.6 mm厚とした熱延板に対し、 8
00℃で60秒均熱する条件で熱延板焼鈍を行った。その
後、150 ℃の温度の冷間圧延にて0.30mmの最終板厚に仕
上げた。ついで、水素：75 vol％、窒素：25 vol％で、
かつ表２に示す種々の露点になる雰囲気中にて 930℃,
均熱10秒の再結晶焼鈍を行った。その後、窒素：50 vol
％、Ar：50 vol％の混合雰囲気中にて 800℃までを50℃
/hの速度で昇温し、800℃以上を10℃/hの速度で 900℃
まで昇温し、この温度に30時間保持する条件で最終仕上
焼鈍を行った。なお、最終仕上焼鈍後の鋼中Ｎ量は 33p
pmであった。その後、重クロム酸アルミニウム、エマル
ジョン樹脂およびエチレングリコールを混合したコーテ
ィング液を塗布し 300℃で焼き付けて製品とした。

【００４５】かくして得られた製品板を用い、打抜き加
工にてＥＩ型コアを作製し、その鉄損 (Ｗ_13/50)を測定
した。また、製品板における粒径：0.05〜0.50mmの微細
結晶粒の存在頻度を、鋼板表面の３cm角の領域内での微
細結晶粒の数を計測することにより求めた。さらに、打
抜き性を評価するために、25トンプレス機にて、17mm角
（材質：ＳＫＤ−11）、打抜き速度：350 ストローク／
分、クリアランス：６％板厚の条件で、市販の打抜き油
を使用し、カエリ高さが50μm に達するまで連続打抜き
を行った。得られた結果を表２に示す。

【００４６】

【表２】

【００４７】表２に示したとおり、再結晶焼鈍雰囲気の
露点が40℃以下、特に０℃以下の場合に、打抜き性およ
び鉄損がともに良好な製品が得られている。

【００４８】実施例２Ｃ：0.003 ％、Si：3.3 ％、Mn：0.52％およびCu：0.08
％を含み、かつAl：50ppm 、Ｎ：12 ppmに低減し、その
他の成分も全て 50ppm以下に低減した組成になる鋼スラ
ブを、連続鋳造にて製造した。ついで、1200℃で20分加
熱後、熱間圧延により 2.2mm厚としたのち、 900℃, 20
秒の熱延板焼鈍を施した。その後、常温にて１回目の冷
間圧延を行い 1.5mm厚にとしたのち、 950℃, 30秒の中
間焼鈍後、常温での２回目の冷間圧延により、途中板
厚：0.90mmの時に 200℃, ５時間の時効処理を挟んで0.
27mmの最終板厚に仕上げた。ついで、水素：75 vol％、
窒素：25 vol％、かつ露点：−40℃の雰囲気中にて900
℃, 均熱30秒の再結晶焼鈍を行った。その後、表３に示
す焼鈍雰囲気中にて、常温から 900℃まで30℃/hの速度
で昇温し、この温度に50時間保持する条件で最終仕上焼
鈍を行った。その後、重クロム酸アルミニウム、エマル
ジョン樹脂およびエチレングリコールを混合したコーテ
ィング液を塗布し 300℃で焼き付けて製品とした。

【００４９】得られた製品板を用い、打抜き加工にてＥ
Ｉ型コアを作製した時の鉄損（Ｗ₁₇ _/50)、製品板におけ
る粒径：0.15〜0.50mmの微細結晶粒の存在頻度およびカ
エリ高さが50μm に連するまで連続打抜き回数につい
て、実施例１と同様の方法で調べた結果を、表３に併記
する。

【００５０】

【表３】

【００５１】同表に示したとおり、雰囲気の露点が40℃
以下で、かつ鋼中Ｎを 10ppm以上とすることによって、
打抜き性と鉄損がともに良好な製品が得られている。

【００５２】実施例３表４に示す成分組成になる鋼スラブを、1160℃に加熱
後、熱間圧延により 3.2mm厚の熱延板とした。なお、表
４に示されない成分に関しては全て 50ppm以下に低減し
た。ついで、熱延板焼鈍を1000℃, 均熱60秒の条件で行
った。その後、冷間圧延により0.50mmの最終板厚に仕上
げた。ついで、水素：75 vol％、窒素：25 vol％、かつ
露点：−35℃の雰囲気中にて 980℃, 均熱20秒の再結晶
焼鈍を行った。ついで、850 ℃まで10℃/hの速度で昇温
し、この温度に75時間保持する最終仕上焼鈍を、露点：
−40℃の窒素雰囲気中にて行った。その後、重クロム酸
アルミニウム、アクリル樹脂エマルジョンおよびほう酸
を混合したコーティング液を塗布し 300℃で焼き付けて
製品とした。

【００５３】得られた製品板を用い、打抜き加工にてＥ
Ｉ型コアを作製した時の鉄損（Ｗ₁₅ _/50)、製品板におけ
る粒径：0.15〜0.50mmの微細結晶粒の存在頻度およびカ
エリ高さが50μm に連するまで連続打抜き回数につい
て、実施例１と同様の方法で調べた結果を、表４に併記
する。

【００５４】

【表４】

【００５５】表４によれば、Ｃ：0.003 〜0.08％、Si：
2.0 〜8.0 ％、Al：100ppm以下、Ｎ：50ppm 以下を満足
する成分系のスラブを用いることにより、良好な打抜き
性を有し、かつ鉄損が優れた製品が得られている。な
お、このような製品は、鋼中に 10ppm以上の窒素を含有
し、二次再結晶粒の内部に円相当径で粒径が0.15mm以
上、0.50mm以下の微細結晶粒を２個／cm² 以上含有して
いた。

【００５６】以上、実施例では、コアとしてＥＩ型コア
を使用した場合について主に説明したが、本発明鋼板の
用途はＥＩ型コアに限定されるものではなく、加工性を
重視する方向性電磁鋼板の用途すべてに適用できること
はいうまでもない。

【００５７】

【発明の効果】かくして、本発明によれば、インヒビタ
を含有しない高純度成分の素材を用いて、打抜き性に優
れ、かつ鉄損が良好な方向性電磁鋼板を安定して得るこ
とができる。また、この発明では、素材中にインヒビタ
成分を含有しないので、スラブの高温加熱や脱炭焼鈍、
高温純化焼鈍などを施す必要がないので、低コストにて
大量生産可能であるという大きな利点がある。

【図面の簡単な説明】

【図１】小型トランスしとて代表的なＥＩ型コアの形
状を示した図である。

【図２】最終仕上焼鈍到達温度と磁気特性との関係を
示したグラフである。

【図３】最終仕上焼鈍後の電磁鋼板の結晶組織を示し
た写真である。

【図４】最終仕上焼鈍の到達温度と微細粒の存在頻度
との関係を示したグラフである。

【図５】微細粒の存在頻度とＥＩコアの鉄損との関係
を示したグラフである。

【図６】鋼中Ｎ量と打抜き回数との関係を示したグラ
フである。

【図７】方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における方
位差角が20〜45°である粒界の存在頻度を示した図であ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者黒沢光正岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内Ｆターム(参考） 4K033 AA02 CA01 CA02 CA03 CA07 CA08 DA01 FA12 FA13 HA01 HA03 JA04 MA02 MA03 RA04 SA02 SA03 TA01 5E041 AA02 AA19 CA02 CA04 HB11 NN01 NN06 NN18

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Si：2.0 〜8.0 ％およびＮ：
10〜100 ppm を含有する組成になる方向性電磁鋼板であ
って、二次再結晶粒の内部に粒径が0.15mm以上、0.50mm
以下の微細結晶粒を２個／cm² 以上の頻度で含み、かつ
フォルステライト(Mg₂SiO₄) を主体とする下地被膜を有
しないことを特徴とする、鉄損および打抜き加工性の良
好な方向性電磁鋼板。
【請求項２】請求項１において、鋼板が、質量％で、
さらに、Ni：0.005 〜1.50％、Sn：0.01〜1.50％、Sb：
0.005 〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005〜0.50
％およびCr：0.01〜1.50％のうちから選んだ少なくとも
１種または２種以上を含有する組成になることを特徴と
する、鉄損および打抜き加工性の良好な方向性電磁鋼
板。
【請求項３】質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0 〜
8.0 ％およびMn：0.005〜3.0 ％を含み、かつAlを 100
ppm以下、Ｎを 50ppm以下に低減した組成になる鋼スラ
ブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したの
ち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施
し、ついで露点：40℃以下の低酸化性または非酸化性雰
囲気中にて再結晶焼鈍を行い、その後必要に応じて焼純
分離剤を塗布してから、最終仕上焼鈍を窒素を含有する
露点：40℃以下の低酸化性または非酸化性雰囲気中にて
1000℃以下の温度で行うことを特徴とする、鉄損および
打抜き加工性の良好な方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】請求項３において、鋼スラブが、質量％
で、さらに、Ni：0.005〜1.50％、Sn：0.01〜1.50％、S
b：0.005 〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005 〜
0.50％およびCr：0.01〜1.50％のうちから選んだ少なく
とも１種または２種以上を含有する組成になることを特
徴とする、鉄損および打抜き加工性の良好な方向性電磁
鋼板の製造方法。