JPH032323A - 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法

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JPH032323A
JPH032323A JP13296089A JP13296089A JPH032323A JP H032323 A JPH032323 A JP H032323A JP 13296089 A JP13296089 A JP 13296089A JP 13296089 A JP13296089 A JP 13296089A JP H032323 A JPH032323 A JP H032323A
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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) 本発明は磁気特性の優れた無方向性電磁鋼帯の製造方法
に係り、特に磁束密度が極めて高く、鉄損が低いフルプ
ロセス又はセミプロセス無方向性電磁鋼帯の製造方法に
関する。 (従来の技術) 無方向性電磁m帯は発電機、電動機、小型変圧器及び安
定器等の鉄心材料として使用される。しかし、昨今、省
エネルギー化が強く叫ばれ、電気機器の効率向上若しく
は小型化のため、磁束密度が高く、かつ鉄損の低い鉄心
材料の要求がますます高まってきている。 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、無方向性鋼板の場合、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、無方向性鋼板
としては(100)面が板面に平行な、いわゆる面内無
方向性が理想的であり、その製造方法も幾つか提案され
ているが、いずれも製造コストが高いために工業的生産
には適用されていない。このため、素材が持つ磁気特性
を完全に引き出せないでいた。 例えば、集合組織の改善による磁束密度の向上に関して
は、特開昭54−、68716号にてsbを添加した珪
素鋼のホットコイルを800℃で5時間HNxガ人中で
焼鈍し、冷延以降の工程は公知の方法で処理することに
よって(100)<uvW〉近傍の集積が強くなること
が開示されている。 しかし、この方法ではホットコイルの焼鈍時間が長いた
めコスト高となる。 また、無方向性電磁鋼板製造の従来技術として冷間圧延
前の素材の結晶粒径を大きくしておくことが磁気特性の
向上に有効であることがケロられている。 例えば、特願昭55−110314号には、冷間圧延前
の結晶粒を粗大化する方法が提案されている。この方法
は、特定の化学成分を有する鋼塊又はスラブを熱延鋼帯
に熱間圧延するに際し、熱間圧延終了温度を磁鋼の化学
成分に応じて次式(1)で表わされる温度以上とし、 (891−900(C%)+50(S j%)−88(
Mn%)+190(P%)+380(A Q Z)) 
(’C)      ・= −(1)次いで、この熱延
鋼帯を磁鋼のAr、変態点温度以下、30秒間以上15
分間以下の条件で焼鈍することを主な特徴とするもので
ある。 また、特開昭58−204126号では、無方向性電磁
鋼板の製造方法において、c:Q、Q2%以下、Si若
しくは(Si+Al)のいずれかが1゜5%以下、Mn
: 1 、0%以下、P:0.20%以下を含み、残部
がFe及び不可避的不純物よりなる鋼につき、前記熱間
圧延工程における圧延終了温度を600〜700℃1巻
取温度を500℃以上の温度範囲で行い、次いで巻取鋼
帯をA3変態点以下の温度で30秒間以上15分間以下
で焼鈍することを特徴とする特許 磁鋼帯の製造方法が開示されている。 しかしながら、これらはいずれも低温で熱間圧延を行な
うものであり、高Si鋼の場合,熱間圧延時、割れや破
断を引き起こす危険性をはらんでいる。 一方、従来、無方向性電磁鋼板としては一般に珪素鋼板
が用いられている。珪素鋼板は比抵抗を増加させて鉄損
を低下させるためにSiを添加した鋼種である。その結
果、高級鋼ほどSi含有量が高いため磁束密度に関して
は低い傾向を示している。 また、Si量を増加すると、Fe−Si系状態図におい
てγループをはずれ、α単相域となるため、通常の熱延
前加熱温度においても粗大なα粒を得ることができる。 しかしながら、粗大なα粒が必要なのは冷延前であり,
このため、熱延前からα粒を粗大にすることは多くの弊
害をもたらす。例えば、板厚方向での組織分布が不均一
となり、冷延一焼鈍後の磁気特性が劣化するばかりか、
リジングやソーエツジをもたらす。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、冷延前の素材の結晶粒径を容易に大
きくすることができ、特に磁束密度が極めて高く,鉄損
が低い無方向性Ti磁鋼帯を連続的に製造し得る方法を
提供することを目的とするものである。 (課題を解決するための手段) 前記目的を達成するため、本発明者らは、冷延前の素材
の結晶粒径をフルプロセス又はセミプロセスで容易に大
きくすることができる方策について鋭意研究を重ねた。 その結果、特にSi量及びAQfl.を規制することに
より、熱間圧延後,微細且つ均一な結晶組織を有する熱
延鋼帯を得,この熱延鋼帯の結晶粒径を粗大化するため
の熱延鋼帯の焼鈍には従来の箱焼鈍の如き長時間焼鈍で
はなく,また脱炭させる必要もなく、15分以下の短時
間で比較的安価に、かつ容易に熱延鋼帯の結晶粒を粗大
化するのに成功し,ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明による方法は、C:0.O O 5%
以下、Si:0.7 〜1.7%、Mn:0.1〜1.
5%、P:O.O O 5 〜0.1 0%、S:O.
005%以下.AQ:0.3〜1。3%(但し、Si+
AI2(2、0%)及び[0.0 0 5%以下を含み
,残部が鉄及び不可避的不純物よりなるスラブを熱間圧
延するに際して、Fe−(Si+Al)系におけるγル
ープ内の温度に加熱して熱間圧延した後、得られた熱延
鋼板について800℃以上、A c 3点以下のα相域
温度内で熱延板焼鈍を施し、更に50%以上の冷間圧延
を行い、次いで最終焼鈍として、800〜b 鈍、或いは700〜850@cX1〜10時間の条件の
箱焼鈍を行うことを特徴とする鉄損が低く、磁束密度の
高い無方向性電磁鋼板の製造方法を要旨とするものであ
る。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 (作用) 本発明は前述の各条件の組合せによるものであるが、そ
の基本的構成は以下のとおりである。 まず、微細且つ均一な結晶組織を有する熱延鋼帯を得る
ために、熱間圧延前の加熱温度を低温のγ相領域とし、
熱間圧延をできるだけγ相領域で終了する。これにより
併わせで析出物の微細化を抑制することもでき1次の熱
延板焼鈍における粒成長性を助長することもできる6 そして、更に、このような熱延鋼帯の焼鈍(熱延板焼鈍
)に際しては、できるだけ高温のα域に加熱することに
より、粗大な結晶組織を有する冷延前素材が得られる。 これにより、最終焼鈍において(100)<uvw>+
(110)<001>集合組織が得られるので、従来の
同一の鉄損値の無方向性電磁鋼板に比べて、極めて高い
磁束密度が得られる。 鉄損と磁束密度のバランスを考慮して、これらの条件を
実現するための成分系は、以下のとおりとする。 Si:0.7〜1.7% AQ:0.3〜1.3% Si+Al≦2.0% すなわち、Si十AQの合計量は、熱間圧延前の加熱を
γ相領域(例、第1図のa点)で行い、その後の熱延板
焼鈍はα相領域(例、第1図・の5点)で行う観点から
規制するもので、2.0%以下とし、更に、Si量は必
要な鉄損値と磁束密度のバランスを達成するために規制
されるものである。 更に、AQ量は、Si量が鉄損値と磁束密度とのバラン
スにより規制される条件下で、γループのごく近傍(第
1図のC点)に位置させることにより。 上記の効果を最も効率よく達成し、更に、Nとの溶解度
積によりAQN析出物の微細析出を抑制する観点から規
制するものである。なお、AQ量は少ないと良好な鉄損
が得られないし、多いと磁束密度が低下する。 次に本発明における化学成分の限定理由について説明す
る。 C: 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0.01%以下とする必要があるが、少ないほど
好ましく、そのためには溶鋼脱炭により低減するのがよ
く、更に磁気時効を防止するためには、0.005%以
下とするのがよい。 したがって、C含有量は0.005%以下とする。 Si: Siは本発明の効果を充分に発揮せしめる観点から規制
するものである。すなわち、S、L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るが、含有量が0.
7%未満では効果が少なく、また1、7%を超えるとS
i単独でもFe−8i系のγループを超えるばかりか磁
束密度が低下する。 したがって、Si含有量は0.7〜1.7%の範囲とす
る。 Mn: Mnは熱間圧延時の赤熱防止及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る。しかし、含有量が0
.1%未満では効果が少なく、また1、5%を超えると
磁性特性を劣化させる。したがって1Mn含有量は0.
1〜1.5の範囲%とする。 P: Pは鉄損改善に効果のある元素であ。しかし、含有量が
0.005%未満ではこの効果が少なく、また0、1%
を超えて含有すると磁束密度が低下する。したがって、
P含有量は0.005〜0.1%の範囲とする。 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。 したがって、S含有量は0゜005%以下とする。 AQ: AQは、Siと同様、本発明を構成する重要な元素であ
る。すなわち、AQは(100)結晶方向の成分を発達
させること、及びSiと同様に比抵抗を増加させること
以外に、AQNの溶解度積の変化により無方向性珪素鋼
板の磁性特性上有害なAQNの微細析出を抑制するため
に必要な元素である。しかし、含有量が0.3%未満で
はこのような効果が少なく、また良好な鉄損が得られず
、一方1.3%を超えて含有すると磁束密度が低下する
。したがって、Afl含有量は0.3〜1.3%の範囲
とする。 但し、上記SiとAQについては、前述の如く熱間圧延
前の加熱をγ相領域で行い、その後の熱延板焼鈍はα相
領域で行う観点から、Si+A9合計量を2.0%以下
に規制する必要がある。 次に1本発明における製造工程について説明する。 まず、上記化学成分を有する鋼は、通常の方法により溶
製してから、連続鋳造により鋼スラブに鋳造するか、又
は造塊法により鋼塊を作製し、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は、Fe−(Si十
AQ)系におけるγループ内の、温度に加熱して熱間圧
延を行い、厚さ1.5〜3.0mmの熱延板を得る。こ
の熱延板は殆どの圧下をγ相領域で行うので、微細な結
晶組織(α)が板厚方向に均一に得られ、後の熱延板焼
鈍において著しい粒成長が達成でき、その熱延板集合組
織も磁気特性にとって好都合となる。 次いで、熱延板に熱延板焼鈍を施すことにより、粗大な
結晶粒が得られると共に集合組織が改善される。その焼
鈍条件は800℃以上、Ac、意思下の温度(α相域温
度内)とし、好ましくはこの温度において0.5〜5分
の間保持する連続焼鈍を行う、この焼鈍条件において、
800℃未満の低温度では連続焼鈍において良好な熱延
板結晶組織が得られず、焼鈍効果が期待できない。また
Ac、点を超える高温焼鈍では熱延板焼鈍中にα→γ変
態し、かえって結晶粒が微細化し、また以後の工程にお
ける酸洗性の劣化を招くので好ましくない。 次に、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った後、圧下
率50%以上の冷間圧延を行う。これは、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)<
uvw>集合組織を得るためには50%以上の冷間圧延
率が必要なためである。 冷間圧延された冷間圧延板は、最終焼鈍を行うことによ
って、集合組織が発達し、磁気特性が改善される。 この焼鈍条件としては、800〜1000℃の温度にお
いて0.5〜5分の間保持する連続焼鈍を行うか、或い
は700〜850℃の温度において1〜10時間の間保
持する箱焼鈍を行う。 この場合、連続焼鈍において800℃未満5箱焼鈍にお
いて700℃未満では焼鈍時の粒成長性が悪く、良好な
磁気特性が得られない。また、連続焼鈍において100
0℃を超え、箱焼鈍において850℃を超えると、逆に
磁束密度が低下し、炉温の過度の上昇は炉の維持、管理
や経済性の点から不利である。 この最終焼鈍の保持時間は焼鈍方式によって異なり、そ
れぞれの温度によって適宜選択すれば良いが、連続焼鈍
の場合、0.5分未満では再結晶組織が得られず、更に
磁性不良を招来するという問題があり、また保持時間が
5分を超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。一方、箱焼鈍の場合、1時間未満
では連続焼鈍における保持時間下限の限定理由と同様の
問題があり、10時間を超えると経済性の問題がある。 次に本発明の実施例を示す。 (実施例) 第1表に示す化学成分を有する供試鋼を真空溶解炉にて
Lot溶製し、鋼塊とした後、1150℃の温度に加熱
してから200+++mの厚さのスラブを作製した。 このスラブを1150℃の温度に加熱して、2゜OLI
Imの厚さまで熱間圧延を行った。熱間圧延後、755
〜1060℃の温度において2分間の熱間圧延板焼鈍を
行った。 更に、酸洗後、Q、5mm厚まで冷間圧延を行い、この
冷間圧延板に連続焼鈍(840℃×1.5分。 945℃×1.5分)或いは箱焼鈍(750℃×3時間
)を施した。 得ら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。その結果を第1表に併記す
る。 第1表において、試験Ha 3〜Ha 4、Ha 8、
&11〜Nα13、Nα15は本発明例である。 第1表より明らかなように1本発明例はいずれも、鉄損
を低下させながら磁束密度を高くできることが判る。す
なわち、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。 一方、化学成分が本発明範囲外の比較例尚1〜Nα2、
Nα5〜Nn 7、&9.並びに化学成分は本発明範囲
内であるが製造条件が本発明範囲外である比較例Nα1
0、Nα14は鉄損を低下させることができず、高い磁
束密度も得られていない。
【以下余白】
(発明の効果) 以上詳述したように1本発明によれば、冷延前の素材の
結晶粒径を容易に且つ短時間で経済的に大きくすること
ができるので、磁束密度が極めて高く、鉄損が低い優れ
た磁気特性の無方向性電磁鋼帯を安価に製造することが
できる。
【図面の簡単な説明】
第1図はSi+AI2量と温度の関係を模式図的に示す
Fe−(Si+Al)系状態図である。 特許出願人  株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中  村   尚 5i+Al(%ン

Claims (2)

    【特許請求の範囲】
  1. (1)重量%で(以下、同じ)、C:0.005%以下
    、Si:0.7〜1.7%、Mn:0.1〜1.5%、
    P:0.005〜0.10%、S:0.005%以下、
    Al:0.3〜1.3%(但し、Si+Al<2.0%
    )及びN:0.005%以下を含み、残部が鉄及び不可
    避的不純物よりなるスラブを熱間圧延するに際して、F
    e−(Si+Al)系におけるγループ内の温度に加熱
    して熱間圧延した後、得られた熱延鋼板について800
    ℃以上、Ac_3点以下のα相域温度内で熱延板焼鈍を
    施し、更に50%以上の冷間圧延を行い、次いで最終焼
    鈍として800〜1000℃×0.5〜5分の条件で連
    続焼鈍を行うことを特徴とする鉄損が低く、磁束密度の
    高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. (2)前記最終焼鈍として、700〜850℃×1〜1
    0時間の条件で箱焼鈍を行う請求項1に記載の方法。
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