JPH01306523A - 磁束密度の高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］ 本発明は磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法に
関し、さらに詳しくは、電気機器鉄心材料として使用さ
れる鉄損が低く、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製
造方法に関するものである。

［従来技術〕 近年、電気機器の高性能化は、電力およびエネルギーを
節約することが世界的に叫ばれている中で強く要望され
てきている。

特に、連続使用される回転機等の技術分野にお・いては
、高効率化や省エネルギー化が積極的に推進されている
。そして、高効率化や省エネルギー化を図るためには、
鉄損が低いことと共に磁束密度の高い材料を使用するこ
とが必要がある。

しかして、従来の電磁鋼板においては、鉄損を低くする
ためには一般に、固有抵抗増加による過電流損低下の点
から、Ｓ＋或いはＡ１等の含有量を多くすることが行な
われてきた。その結果として、高級鋼はど磁束密度は低
い傾向を示していた。

この磁束密度を支配する要因としては集合組織が挙げら
れるが、無方向主調の場合、集合組織を改良して磁束密
度を向上させる方法は殆ど知られていない。この無方向
性鋼板としては（１，００）面か板面に平行な、所謂、
面内無方向性が理想的であり、この製造方法が数多く提
案されているが、工業的生産には製造コストか高いとい
う問題がある。

上記した集合組織の改善による磁束密度を向上させる方
法について、特開昭５１−０６８７１６号公報において
ｓｂを含有させた珪素鋼のホットコイルを８００℃の温
度において５時間ＨＮ　ｘガス中で焼鈍を行ない、冷間
圧延以降の工程は公知の方法で処理することによって、
（１０（１）　（シ、ｖ、ｗ）近傍の集積が強くなる方
法が説明されている。また、特公昭６１−００４８９２
号公報、特公昭６１−００７４４４６号公報等にも磁束
密度を向上させることについての説明かある。

しかし、これらの公報記載の技術においてら、未だ充分
に磁束密度の向上は期待することはできなかった。

［発明が解決しようとする課題］ 本発明は従来の電磁鋼板における高珪素鋼板の磁束密度
が低いという問題点に鑑み、本発明者が税金研究を行な
い、検討を重ねた結果、集合組織を改良することにより
、熱延板焼鈍後の熱延鋼板の結晶粒間および集合組織の
板厚方向におけろ変化を無くすることにより、最終焼鈍
板の集合組織を磁区向」二に有効な方向に制御すること
ができる磁束密度の高い無方向主電磁鋼板の製造方法を
開発したのである。

［課題を解決するための手段］ 本発明に係る磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方
法の特徴とするところは、 Ｃ＜　０．０１ｗｔ％、Ｓ　ｉ　０．５〜３．０ｗｔ％
、Ｍｎ　０．１〜１．５ｙｔ％、Ｐ　０．００５〜０．
１０ｗｔ％、Ｓ　＜　０．００５ｗｔ％、ＡＩ　０．１
〜１．Ｏｗｔ％　。

を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼スラ
ブを熱間圧延後、この熱延板に圧下率５〜２０％の軽圧
下冷間圧延を行なった後、８５０〜１０００℃の温度に
おいて０．５〜１０分或いは７５０〜８５０℃の温度に
おいて１−１０時間の熱延板焼鈍を行ない、次いて、　
５０％以上の冷間圧延を行ない、さらに、８００〜１０
００℃の温度において１０秒〜３分の最終焼鈍を行なう
ことにある。

本発明に係る磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方
法について、以下詳細に説明する。

通常、無潤滑の熱間圧延においては、圧延方向へのロー
ルの拘束によって熱間圧延鋼板の表層（ｔ／４程度まで
）に剪断歪領域が存在する。この剪断歪領域は中心層に
比べて高い歪が付与されており、そのため板厚方向に歪
分布が存在するばかりか、集合組織も板厚方向の位置に
よって異なる。

そして、熱間圧延後、オーステナイト→フェライト変態
する鋼種では変態に際してランダム化するため、このよ
うな板厚方向における分布略消滅するが、高Ｓｉ鋼では
オーステナイト→フェライト変態がないため（何れの温
度域でもフェライト単相）、圧延における状態が巻取後
に持ち来される。

高品位の無方向性電磁鋼板は良好な磁気特性とするため
、冷間圧延前に熱間圧延が行なわれているが、上記に説
明したように板厚方向における歪や集合組織が冗なると
、熱延板焼鈍後の組織らその影響を受けるため板厚方向
において異なる。例えば、表層部においては粒径か微細
であるのに対し、中心層では展伸した粗大粒である。

従って、冷間圧延−焼鈍後、焼鈍板の粒径は温度等の調
節により最適の粒径に調整することができるため、鉄損
は低い値が得られるのに対して、集合組織が磁束密度に
対して都合の良い方位（軸）を有しないために低い磁束
密度しか得られない。

しかして、熱間圧延後、熱延板焼鈍前に圧下率５〜２０
％の軽圧下冷間圧延を行なうことにより、熱延板焼鈍に
際して熱延板表層部の粒成長が促進され、かつ、板厚の
各位置における熱延板集合組織が変化し、その結果、引
き続いて行なう冷間圧延−焼鈍工程後の集合組織におい
て、磁化容易軸である＜００１＞や＜０１１＞が板面に
多く存在するものが得られた。

次に、本発明に係る磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の
製造方法において使用する鋼スラブの含有成分および含
有割合について説明する。

Ｃは磁気特性を保持するためには有害な元素であり、含
有量は０．０１ｗｔ％以下とする必要があり、少ないほ
ど好ましく、そのため最終焼鈍時に脱炭するか、溶鋼脱
炭により低減するのがよく、さらに磁気時効を防止する
ためには０．００５ｗｔ％以下とするのがよい。よって
、Ｃ含有量は０．０１ｗｔ％以下とする。

Ｓｉは固有抵抗増加による鉄損改善のために必要な元素
であり、含有量が０．５ｗｔ％未満では効果が少なく、
また、３．０ｗｔ％を越えると磁束密度の効果がなくな
る。よって、Ｓｔ含有量は０．５〜３．０ｗｔ％とする
。

Ｍｎは熱間圧延時の赤熱防止および集合組織の改善によ
る磁性向上に効果のある元素であり、含有量が０．１ｗ
ｔ％未満では効果が少なく、また、１　、５ｗｔ％を越
えると磁性特性を劣化させる。よって、Ｍｎ含有量は０
．１〜１．５ｗｔ％とする。

Ｐは鉄損改善に効果のある元素であり、含有量が０．０
０５ｗｔ％未満ではこの効果が少なく、また、０．１ｗ
ｔ％を越えて含有されると磁束密度が低下する。よって
、Ｐ含有量は０．００５〜０．１ｗｔ％とする。

Ｓは磁性向上に有害なＭｎＳ等の非金属介在物を生成さ
せる元素であり、少ないほど好ましく、０．００５ｗｔ
％以下でなければ安定した磁性改善効果は得られない。

よって、Ｓ含有量は０．００５ｗｔ％以下とする。

ＡＩは（１００）結晶方向の成分を発達させること、お
よび、Ｓｉと同様に比抵抗を増加させること以外に、無
方向性珪素鋼板の磁性特性上有害なＮを固定させる元素
であり、含有量が０．１ｗｔ％未満ではこの効果が少な
く、また、１．０ｗｔ％を越えて含有されると磁束密度
が低下する。よって、Ａｌ含有量は０．１〜１．０ｗｔ
％とする。

本発明に係る磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方
法について説明する。

即ち、本発明に係る磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の
製造方法においては、上記に説明した含有成分および含
有割合の組成のＦｅを通常の方法により溶製してから、
連続鋳造に上り鯛スラブに鋳造するか、または、従来の
造塊法に上り鋼塊を作製し、これを分塊圧延により鋼ス
ラブに形成してもよい。

このようにして作製された鋼スラブを熱間圧延により、
厚さ１．５〜３．０ｍｍの熱延板を製造し、この熱延板
は熱延板焼鈍前に軽圧下冷間圧延を行なうのであるが、
この圧下率が５％未満または２０％を越えると熱延板表
層のみの粒成長および熱延板集合組織制御が充分でない
。よって、軽圧下冷間圧延の圧下率は５〜２０％とする
。

次いで、このように軽圧下冷間圧延が行なわれた熱延板
は、熱延板焼鈍を行なうことにより、集合組織が改善さ
れ、かつ、磁性が向上する。

そして、焼鈍条件は８５０〜１０００℃の温度において
０．５〜５分の間保持する連続焼鈍を行なうか、また、
７５０〜８５０℃の温度において１−１０時間の間保持
する箱焼鈍を行なうのである。

この焼鈍条件において、８５０℃未満の低温室では連続
焼鈍において熱延板の組織が改善されず焼鈍効果か期待
できず、また、１０００℃を越える高温焼鈍では以後の
工程における酸洗性および冷間圧延性の劣化を招来する
。よって、連続焼鈍の場合の焼鈍温度は８５０〜１００
０℃とする。

また、保持時間については、焼鈍時間は温度に応じて適
宜に決定すればよいのであるが、０．５分未満の短時間
では外延板の組織が改善されず、また、１０分を越えろ
長時間の保持は連続焼鈍炉のラインスピードを遅らせる
結果となる。よって、連続焼鈍における保持時間は０．
５〜ｌＯ分とする。

次に、箱焼鈍の場合には、７５０℃未満の低温度では熱
延板の組織が改善されず箱焼鈍の効果が期待できず、ま
た、８５０℃の高温焼鈍を行なうと酸洗性が劣化すると
共に冷間圧延性も悪化する。

よって、箱焼鈍における焼鈍温度は７５０〜８５０℃と
する。

また、箱焼鈍における保持時間は、１時間未満では熱延
板の組織が改善仕れず、また、１０時間をこえる長時間
の箱焼鈍では結晶粒の過度の成長を招来し、冷間圧延性
を悪化させ、さらに、エネルギーの／Ｉ！ｌ費が過多と
なる。よって、箱焼鈍の焼鈍時間は１−１０時間とする
。

この熱延板焼鈍を終了した熱間圧延板は、通常の方法に
よりスケール除去のために酸洗を行なった後、圧下率５
０％以上の冷間圧延を行なう。

冷間圧延された冷間圧延板は８００〜１０００°Ｃの温
度において、１０秒〜３分の最終焼鈍を行なうことによ
って、集合組織が発達し、磁気特性が改善される。

なお、鉄損や磁束密度に対して最適な焼鈍板粒径と集積
の高い（１００）＜ｕ、ｖｌｗ＞集合組織を得ろために
は、５０％以上の冷間圧延率が必要である。

この場合、最終焼鈍温度が８００°Ｃ未満では焼鈍時の
粒成長が悪く、磁性が改善されず、また、１０００℃を
越えると逆に磁束密度か低下し、連続焼鈍炉の炉温の過
度の上昇は不利である。よって、最終焼鈍温度は８００
〜ｔｏｏｏ℃とする。

この最終焼鈍の保持時間は温度によって適宜に選択すれ
ばよいが、１０秒未満では再結晶組織が得られず、さら
に、磁性不良を招来するという問題があり、また、保持
時間が３分を越えると連続焼鈍炉の操業においてライン
スピードが過度に遅くなる。よって、最終焼鈍保持時間
は１０秒〜３分とする。

［実　施　例］ 本発明に係る磁束密度の高い無方向性型６Ｍ、ｆ４板の
製造方法の実施例を説明する。

実施例１ 真空溶解炉において、第１表に示す含有成分、合資割合
の鋼の１００ｋｇを溶製して鋼塊とした後、１１５０℃
の温度に加熱してから２０ｍｍの厚さのシートバーを作
製した。

このシートバーを１１５０℃の温度に加熱して、２　、
０　ｍｍの厚さまで熱間圧延を行なった。熱間圧延後、
圧延率が約ｌＯ％の軽圧下冷間圧延を行ない、その後、
９５０℃の温度において２分間の熱間圧延板焼鈍を行な
った。

さらに、酸洗後０　、５　ｍｍまで冷間圧延を行ない、
この冷間圧延板を９５０℃の温度において１．５分間の
連続焼鈍を行なった。

製造された焼鈍板からエプスタイン試験片を剪断により
採取して磁気特性を測定した。

第１表にその結果を示す。

第１表において、３．５．７．９．１１は本発明に係る
磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法により製造
された本発明の例であ。

この第１表および第１図から明らかなように、本発明の
例によると、鉄損を低下させながら、磁束密度を高くで
きることがわかる。即ち、鉄損が低く、磁束密度の高い
無方向性電磁鋼板が製造することができる。

実施例２ 第２表に示す含有成分および含有割合の鋼を連続鋳造に
より、（フルプロセス）無方向性電磁鋼板を製造した。

最終製品厚さは０　、５　ｍｍである。

熱間圧延後、製造された熱延板に圧下率が３〜２２％の
軽圧下冷間圧延を行なった後、熱延板焼鈍を行ない、さ
らに、酸洗→冷間圧延→最終焼鈍を行なった。

熱延板焼鈍条件、冷間圧延および最終焼鈍条件を第２表
に示す。

また、焼鈍後の鉄損Ｗ１５１５０および磁束密度Ｂ　Ｓ
Ｑを第２表に示す。

第２表から明らかなように、本発明に係る磁束密度の高
い無方向性電磁鋼板の製造方法による試験片Ｃ，Ｄ、Ｅ
は比較材Ａ１Ｂ、Ｆに比較して鉄損および磁束密度とも
に優れていることがわかる。

第２ノ２ ．＼、１３．１・゛　　比較例。

＋釧ｔ：　’）　’＋Ｌ　　熱間Ｉｌｌ！ＬＭ焼鈍前軽
＋　１５１’　＝＋！　、焼鈍条ｒｃ＊１４間ｔＦｖｈ
焼鈍ｓ　＋ｉ、ｓｐ鈍条ｅ１＊２最終焼鈍条件。

［発明の効果］ 以上説明したように、本発明に係る磁束密度の高い無方
向性電磁鋼板の製造方法は上記のような構成であるから
、電磁鋼板としての鉄損が低（、かつ、磁束密度が高い
という優れた効果を有するものである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ＜０．０１ｗｔ％、Ｓｉ０．５〜３．０ｗｔ％、Ｍｎ
   ０．１〜１．５ｗｔ％、Ｐ０．００５〜０．１０ｗｔ％
   、Ｓ＜０．００５ｗｔ％、Ａｌ０．１〜１．０ｗｔ％を
   含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼スラブ
   を熱間圧延後、この熱間圧延板に圧下率５〜２０％の軽
   圧下冷間圧延を行なった後、８５０〜１０００℃の温度
   において０．５〜１０分或いは７５０〜８５０℃の温度
   において１〜１０時間の熱延板焼鈍を行ない、次いで、
   ５０％以上の冷間圧延を行ない、さらに、８００〜１０
   ００℃の温度において１０秒〜３分の最終焼鈍を行なう
   ことを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製
   造方法。