JPH06184707A

JPH06184707A - 方向性電磁鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JPH06184707A
Application number: JP4337052A
Authority: JP
Inventors: Hiroyoshi Yashiki; 裕義屋鋪; Takashi Tanaka; 隆田中
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1992-12-17
Filing date: 1992-12-17
Publication date: 1994-07-05

Abstract

(57)【要約】【目的】鉄損が低い方向性電磁鋼板とその製造方法を提
供する。【構成】(1) Ｃ: 0.01％以下、Si:1.5〜4.0 ％、Mn:1.0
〜6.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、酸可溶性Al:0.003〜0.030
％、Ｎ: 0.010 ％以下およびSn: 0.05〜0.30％を含有
し、かつ〔 Si(％) − 0.5×Mn (％) 〕≦ 2.0で、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる方向性電磁鋼板。 (2) 上記 (1)の組成、ただし、Ｎ： 0.001〜 0.010％の
スラブを下記〜の工程で処理する方向性電磁鋼板の
製造方法。熱間圧延を行う工程、熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
１回または中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を行う
工程、連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程、 825〜925 ℃の温度域で７〜100 時間保持して二次再
結晶を起こさせる工程と、それに引き続く 925℃を超え
1050℃までの温度域で４〜100 時間保持し純化する工程
からなる仕上焼鈍工程。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、変圧器、発電機、電
動機などの鉄心材料として広く用いられる方向性電磁鋼
板およびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】方向性電磁鋼板は、ゴス方位と呼ばれる
｛１１０｝＜００１＞方位を主方位とする結晶配向を持
ち、圧延方向に著しく優れた励磁特性と鉄損特性を有す
る軟磁性材料である。この種の材料は一般には次のよう
な工程を経て製造される。低炭素でSiを 3.0％前後含有
する炭素鋼のスラブを熱間圧延し、そのままあるいは焼
鈍 (熱延板焼鈍) を行った後、１回または中間焼鈍を挟
んで２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、その後
連続脱炭焼鈍を施して一次再結晶させた後、焼き付き防
止のための焼鈍分離剤を塗布してコイルに巻取り、更に
1100〜1200℃の超高温での仕上焼鈍を行う。

【０００３】仕上焼鈍の目的は、二次再結晶を発生させ
てゴス方位に集積した集合組織を形成することと、その
あと二次再結晶を発生させるのに用いたインヒビターと
呼ばれる析出物を除去することにある。この析出物の除
去工程は、純化焼鈍とも呼ばれ、二次再結晶の発生とと
もに、良好な磁気特性を得るためには必須の工程と言え
る。

【０００４】特公昭62−50529 号公報には、Snを含有す
る鉄損の少ない一方向性電磁鋼板の製造法が示されてい
る。しかし、この発明に示されている鋼は、一次再結晶
を脱炭焼鈍で行い、純化のための仕上焼鈍を1100℃以上
の超高温で処理することが必要な組成のものである。

【０００５】以上のような製造方法により得られた方向
性電磁鋼板は、その製造過程で連続脱炭焼鈍や1100℃以
上での超高温の仕上焼鈍というような特殊な工程が必要
であるから、極めてコストの高いものになる。

【０００６】このコストの問題を解決すべく、従来から
種々の研究開発が進められている。

【０００７】例えば、本発明者らは先に、Si： 0.5〜2.
5 ％、Mn： 1.0〜2.0 ％、sol.Al：0.003 〜0.015 ％
で、かつＣ：0.01％以下、Ｎ： 0.001〜0.010 ％を含有
することを主な特徴とする方向性電磁鋼板と、脱炭焼鈍
を必要とせず低温焼鈍が可能なその製造方法を発明した
(特開平１−119644号公報参照) 。この方法は、連続脱
炭焼鈍の省略と仕上焼鈍温度の低下によって、方向性電
磁鋼板のコスト低減に大きく貢献し得るものである。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】近年、省エネルギーの
気運が一段と高まる趨勢の中で、方向性電磁鋼板に対し
てはその鉄損を小さくすることが強く要望されるように
なってきている。本発明は、上記の特開平１−119644号
公報に示した電磁鋼板およびその製造方法を更に改善す
ることを課題とし、鉄損が極めて低い方向性電磁鋼板と
その製造方法を提供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記の
(1)の方向性電磁鋼板と (2)の方向性電磁鋼板の製造方
法にある。

【００１０】(1) 重量％で、Ｃ: 0.01％以下、Si:1.5〜
4.0 ％、Mn:1.0〜6.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、酸可溶性A
l:0.003〜0.030 ％、Ｎ: 0.010 ％以下およびSn: 0.05
〜0.30％を含有し、かつ〔 Si(％) − 0.5×Mn (％) 〕
≦ 2.0で、残部はFeおよび不可避的不純物からなる方向
性電磁鋼板。

【００１１】(2) 重量％で、Ｃ: 0.01％以下、Si:1.5〜
4.0 ％、Mn:1.0〜6.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、酸可溶性A
l:0.003〜0.030 ％、Ｎ:0.001〜0.010 ％およびSn: 0.0
5〜0.30％を含有し、かつ〔Si (％) − 0.5×Mn (％)
〕≦ 2.0で、残部はFeおよび不可避的不純物からなる
鋼スラブを、下記〜の工程で処理することを特徴と
する方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１２】熱間圧延を行う工程、熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
１回または中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を行う
工程、連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程、 825〜925 ℃の温度域で７〜100 時間保持して二次再
結晶を起こさせる工程と、それに引き続く 925℃を超え
1050℃までの温度域で４〜100 時間保持し純化する工程
からなる仕上焼鈍工程。

【００１３】

【作用】まず本発明の基礎となった実験結果について述
べる。以下、合金成分についての％は全て重量％を意味
する。

【００１４】表１に示す化学組成の鋼のスラブを 2.0mm
厚に熱間圧延し、 750℃で１時間均熱の熱延板焼鈍を施
した後、酸洗により脱スケールを行い、更に0.30mm厚に
冷間圧延した。その後、 880℃で30秒均熱する非脱炭雰
囲気での連続焼鈍を行い一次再結晶させた。次に、仕上
焼鈍として15％N₂＋85％H₂雰囲気で 880℃で24時間の二
次再結晶を起こさせる均熱および引き続き 100％H₂雰囲
気に置換して 950℃で24時間の純化のための均熱からな
る仕上焼鈍を行った。仕上焼鈍後の磁気特性を表１に併
せて示す。

【００１５】表１から明らかなように、前述の特開平１
−119644号公報で示した組成の鋼Ａに対し、Snを含有さ
せた鋼Ｂは良好な磁気特性を示した。この現象は、粒界
偏析元素であるSnを含有させることによりインヒビター
効果が強化され、この結果、仕上焼鈍においてゴス方位
粒の選択成長が促進され、ゴス方位集積度の高い二次再
結晶が発生したためにもたらされたものである。

【００１６】前記のように、このようなSnの効果は、脱
炭焼鈍や超高温の純化焼鈍を行うことが必要な組成の鋼
の場合には知られていたが、これらの処理を必要としな
い表１に示す組成の鋼Ａのスラブに適正なSnを含有させ
ることも、磁気特性改善に有効であることは、従来明ら
かでなかった。本発明はこのような新しい知見を基にな
された。

【００１７】

【表１】

【００１８】以下に、本発明の構成要件ごとに作用効果
を説明する。

【００１９】Ｉ製品電磁鋼板または素材となる鋼スラ
ブの組成 (a) Ｃ：製品中のＣ含有量は鉄損に悪影響を及ぼすた
め、 0.010％以下、望ましくは、0.005 ％以下とする必
要がある。製品段階で残存したＣは炭化物を生成し、こ
れが磁壁移動の障害物となり鉄損が増加するからであ
る。

【００２０】素材となる鋼スラブの段階で、Ｃ含有量を
0.010％以下にしておけば、一次再結晶のための連続焼
鈍を脱炭焼鈍としなくともよいことになるので、 0.010
％以下とした。

【００２１】(b) Si：Siは磁気特性に大きな影響を与え
る元素であり、含有量が増加するほど鋼板の電気抵抗が
上昇して渦電流損が低下し、結果として鉄損が低減す
る。しかし、4.0 ％を超える含有量では加工性が低下し
て冷間圧延が困難となる。一方、 1.5％未満の含有量で
は鋼板の電気抵抗が低く、鉄損の低減ができない。従っ
て、Si含有量の範囲は 1.5〜4.0 ％が適当である。

【００２２】(c) Mn：Mnは、高Siの極低炭素鋼スラブに
おいてα−γ変態を生じさせるのに有効な元素である。
この変態の発生が熱間圧延中の熱延板の組織の微細化と
均質化を促進し、結果として仕上げ焼鈍でゴス方位への
集積度の高い二次再結晶が安定して発生するとともに、
高Si鋼の加工性を改善することができる。当然、α−γ
変態の発生は、フェライト形成元素であるSiとオーステ
ナイト形成元素であるMnの含有量のバランスで決まるも
のであるから、SiとMnの含有量は関連させて調整しなけ
ればならない。本発明では、〔 Si(％) − 0.5×Mn
(％) 〕≦ 2.0となるようにMnを含有させる。こうする
ことが、熱延板の適当な変態発生に必要である。

【００２３】本発明の上限Si含有量である 4.0％の場合
に上式を満たすためには、 4.0％以上のMn含有量が必要
になる。Si含有量が 2.0％未満の材料でも 1.0％以上の
Mnを含有させることが二次再結晶の安定化に有効であ
る。また、MnはSiと同様に鋼板の電気抵抗を上昇させる
のに有効であり、鉄損低減の目的からも 1.0％以上のＭ
ｎの含有量が必要となる。しかし６．０％を超えるMn
含有量は冷間加工性を劣化させるから、その上限を 6.0
％とする。すなわち、Mn含有量は 1.0〜6.0 ％の範囲
で、かつ〔 Si(％) − 0.5×Mn (％) 〕≦ 2.0の条件を
満足させることが必要である。

【００２４】(d) Ｓ：ＳはMnと結合してMnS を形成す
る。本発明では主要なインヒビターとしてAlN、 (Al、S
i)NやMnを含む窒化物を使っている。従って、一般の方
向性電磁鋼板のように MnSを主要なインヒビターとして
使わないので、Ｓを多量に添加する必要はない。製品段
階で多量の MnS粒子が鋼中に残存すると鉄損の劣化をき
たす。更に、本発明では仕上げ焼鈍全体を通してその温
度が1050℃以下と低いため、純化焼鈍においても脱硫効
果は期待できない。このため、Ｓ含有量は製品において
も、素材の鋼スラブにおいても0.01％以下とする。な
お、鉄損低減の観点から望ましいのは 0.005％以下であ
る。

【００２５】(e) 酸可溶性Al(sol.Al)：Alは、二次再結
晶の発生に重要な役割を果たす主要なインヒビターであ
るAlNや (Al、Si)Nのような窒化物を形成する重要な元
素である。sol.Alで 0.003％未満では十分なインヒビタ
ー効果が得らない。しかし、sol.Alが 0.030％を超える
とインヒビター量が多くなりすぎるとともにその分散状
態も不適切になり、安定した二次再結晶が生じない。

【００２６】(f) Ｎ：前述のＣと同様に製品中のＮ含有
量は鉄損に悪影響を及ぼすため、 0.010％以下、望まし
くは 0.006％以下にすることが必要である。製品中のＮ
含有量は少なければ少ないほど磁気特性は改善される。
製品段階で残存したＮは窒化物を生成し、これが磁壁移
動の障害物となり鉄損が増加するからである。したがっ
て、製品中のＮ含有量を 0.010％以下とした。

【００２７】しかし、Ｎはインヒビターとなる窒化物を
形成する重要な元素であり、二次再結晶が完了するまで
はその適当量が必要である。鋼スラブの段階では 0.001
％未満では窒化物の析出量が少なすぎて所望のインヒビ
ター効果が得られず、一方、0.010 ％を超えて含有させ
ると、その効果は飽和することから 0.001〜0.010 ％の
範囲が適当である。このＮも純化焼鈍時に上記の所望の
低い含有量にまで低減できる。

【００２８】(g) Sn：Snは前述のように粒界偏析元素と
してインヒビター効果を有する。適切な量を含有させる
と、本発明の主要なインヒビターである AlN、 (Al、S
i)NやMnを含む窒化物とのインヒビター効果の相乗作用
により、ゴス方位への集積度の高い二次再結晶が生じ
る。このようなSnの効果は、0.05％未満の含有量では得
られない。

【００２９】一方、0.30％を超えると過剰なインヒビタ
ー効果を発現し、二次再結晶が不安定となる。よって、
Snの含有量を0.05〜0.30％とした。

【００３０】II 製造工程 (a) 第の工程（熱間圧延）：素材の鋼スラブは前記の
組成をもつものである。これは、転炉、電気炉等で溶製
し、必要があれば真空脱ガス等の処理を施した溶鋼を、
連続鋳造法でスラブにしたもの、あるいはインゴットに
して分塊圧延したもののいずれでもよい。

【００３１】熱間圧延の条件については特に制約はない
が、望ましい温度範囲は、加熱温度で1100〜1270℃、仕
上温度で 700〜950 ℃である。

【００３２】(b) 第の工程（熱延板焼鈍、冷間圧
延）：熱延鋼板を１回または複数回の冷間圧延によっ
て、所定の製品板厚まで圧延する。このとき、冷間圧延
開始前に焼鈍（いわゆる熱延板焼鈍）を行ってもよい。

【００３３】この熱延板焼鈍は、析出物の分散状態の適
正化と熱延板の再結晶によるミクロ組織の均質化を促進
し、二次再結晶の発生を安定化するのに有効である。

【００３４】熱延板焼鈍を連続焼鈍で行う場合は 750〜
1100℃で10秒から５分の均熱、箱焼鈍で行う場合は 650
〜950 ℃で30分〜24時間の均熱とするのが望ましい。

【００３５】複数回の冷間圧延を行う場合は中間に焼鈍
工程を挟む。この中間焼鈍は、 700〜1000℃の温度で行
うのが望ましい。また、連続焼鈍で良好な一次再結晶組
織を得るためには、最終の冷間圧延の圧下率として40〜
90％が望ましく、更に言えば60〜90％が効果的である。

【００３６】(c) 第の工程（仕上げ焼鈍前の連続焼
鈍、一次再結晶焼鈍）：後述の仕上焼鈍で安定した二次
再結晶を発生させるためには、急速加熱による一次再結
晶が必要であり、このために連続焼鈍が有効である。こ
の焼鈍温度の範囲としては 700〜1000℃とすることが望
ましい。

【００３７】(d) 第の工程（二次再結晶および純化の
ための仕上焼鈍）：仕上焼鈍の目的は、二次再結晶の発
生とその後の純化焼鈍と呼ばれる析出物の除去である。
ゴス方位への集積度の高い二次再結晶を発生させるため
には、その温度域でインヒビター強度を適切に制御する
ことが重要である。

【００３８】仕上焼鈍工程の前半において、 825〜925
℃の温度域でまず７〜100 時間保持するのは、この温度
域で最も適切なインヒビター強度が得られ、ゴス方位へ
の集積度の高い二次再結晶が発生するからである。 825
℃未満では、インヒビターの効果、すなわち粒成長抑制
力が強すぎて二次再結晶が発生しない。一方、 925℃を
超える温度域では、インヒビター効果が弱いためゴス方
位の集積度の低い二次再結晶が発生するか、あるいは正
常粒成長により一次再結晶粒が粗大化するだけである。

【００３９】825〜925 ℃の範囲での保持時間が７時間
未満では、二次再結晶の発生に十分ではなく、一方、 1
00時間を超える保持は意味がなく経済的にも不利であ
る。これらの理由で、二次再結晶の発生を目的とする焼
鈍工程の条件を、 825〜925 ℃で７〜100 時間保持する
こととした。

【００４０】この温度域での焼鈍はN₂を５〜50％で含有
する雰囲気で行うのが望ましい。この理由は、インヒビ
ターとして作用する窒化物が脱窒により減少し、二次再
結晶が不安定になるのを防止するためである。更に積極
的な意味としては、焼鈍雰囲気からの吸窒によりインヒ
ビターとして作用する窒化物の析出量を増加させて、ゴ
ス方位への集積度の高い二次再結晶を発生させるためで
ある。

【００４１】二次再結晶が発生した後は、インヒビター
の窒化物は磁気特性上有害なものであり、除去、すなわ
ち純化する必要がある。この目的で上記に引き続く仕上
焼鈍工程の後半部は、雰囲気を 100％のH₂に置換して、
925℃を超え1050℃までの温度域で４〜100 時間保持す
る純化焼鈍を行う。 925℃以下では脱窒効果が十分でな
く、一方、1050℃を超えると脱窒効果は飽和するので意
味がない。

【００４２】保持時間が４時間未満では脱窒反応が十分
進行せず、一方、 100時間を超える保持は不必要でその
意味がない。従って、脱窒純化を目的とする仕上焼鈍工
程の後半部の条件を、 925℃を超える温度から1050℃ま
での温度域で４〜100 時間保持することとした。

【００４３】なお、仕上焼鈍の前に焼鈍時の焼き付き防
止のための焼鈍分離剤を塗布することは、通常の方向性
電磁鋼板の製造方法と同じである。仕上焼鈍後の工程と
しては通常の方向性電磁鋼板と同様に、焼鈍分離剤を除
去した後、必要に応じて絶縁コーティングを施したり平
坦化焼鈍を行うことになる。

【００４４】

【実施例】

（試験１）転炉で溶製し、真空処理で成分調整した後、
連続鋳造により得たＣ：0.0035％、Si：2.45％、Mn：2.
04％、Ｓ：0.0006％、sol.Al： 0.010％、Ｎ：0.0055％
およびSn：0.10％で、残部はFeおよび不可避的不純物か
らなり、〔 Si(％) −0.5×Mn (％) 〕が1.43の、本発
明で定める範囲の組成を有する鋼スラブを、加熱温度12
40℃、仕上温度 820℃で熱間圧延し 2.0mm厚に仕上げ
た。

【００４５】次に酸洗により脱スケールしてから、 750
℃で１時間均熱する箱焼鈍方式の熱延板焼鈍を行った
後、１回の冷間圧延で0.30mm厚まで冷間圧延した。その
冷延板を非脱炭雰囲気（50％N₂＋50％H₂、露点は−15℃
以下）中、 875℃で30秒間均熱する連続焼鈍に付し、一
次再結晶させた後、焼鈍分離剤を塗布して仕上焼鈍を実
施した。仕上焼鈍は、25％N₂＋75％H₂雰囲気中で、 890
℃に昇温して24時間均熱後、引き続き 100％H₂雰囲気に
置換して表２に示す温度で純化を行った。このようにし
て得られた鋼板の圧延方向の磁気特性を併せて表２に示
す。

【００４６】表２に示すとおり、いずれの試験において
も、純化温度条件によらず良好な磁気特性が得られてい
るが、なかでも純化温度条件も本発明で定める範囲であ
る試験No.2、3 では鉄損が極めて低く、また磁束密度も
高く、極めて良好な特性となっている。

【００４７】

【表２】

【００４８】（試験２）表３に示すように、Sn以外の組
成はほぼ同一で、いずれも本発明で定める範囲内にあ
り、Snの含有量を変化させた８種類の鋼を用いた。試験
１と同じ方法で溶製、鋳造して得られたスラブを試験１
と同じ条件で熱間圧延し 1.8mm厚に仕上げた。この熱延
板を、 880℃で１分間均熱する連続焼鈍による熱延板焼
鈍を施してから酸洗して脱スケールし、次いで１回の冷
間圧延で0.27mm厚とした。

【００４９】この冷延板を非脱炭雰囲気（75％N₂＋25％
H₂、露点は−25℃以下）中、 875℃で30秒保持均熱する
連続焼鈍に付して一次再結晶させた後、焼鈍分離剤を塗
布して仕上焼鈍を行った。仕上焼鈍は、10％N₂＋90％H₂
雰囲気中で 880℃に昇温して24時間均熱後、 100％H₂雰
囲気に切り替えてさらに 950℃で24時間均熱する純化を
行い炉冷した。得られた鋼板の圧延方向の磁気特性を表
４に示す。

【００５０】Snが本発明で定める下限量よりも低い試験
No.４、 No.５では、二次再結晶は発生するもののイン
ヒビター効果が弱く、ゴス方位への集積度が低いため鉄
損が高く、良好な磁気特性を示さない。Snが本発明で定
める範囲よりも高い No.９やSi(％) −0.5 ×Mn (％)
が本発明で定める範囲より高い試験 No.10では、二次再
結晶の発生が不十分であるので、鉄損および磁束密度の
両面で非常に悪いものとなっている。これらに対して、
本発明の電磁鋼板の例に相当する No.６、 No.７、 No.
８、 No.11は、極めて良好な磁気特性を示している。

【００５１】

【表３】

【００５２】

【表４】

【００５３】

【発明の効果】本発明によれば、鉄損が極めて低く、変
圧器、発電機、電動機などの鉄心材料として用いるのに
好適な方向性電磁鋼板を製造することができる。この製
造方法は、長時間を要する脱炭焼鈍工程や1150〜1200℃
といった超高温での仕上げ焼鈍工程を必要としないから
製造コストの低減という面でも有利である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ: 0.01％以下、Si:1.5〜4.0
％、Mn:1.0〜6.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、酸可溶性Al:0.0
03〜0.030 ％、Ｎ: 0.010 ％以下およびSn: 0.05〜0.30
％を含有し、かつ〔 Si(％) − 0.5×Mn (％) 〕≦ 2.0
で、残部はFeおよび不可避的不純物からなる方向性電磁
鋼板。
【請求項２】重量％で、Ｃ: 0.01％以下、Si:1.5〜4.0
％、Mn:1.0〜6.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、酸可溶性Al:0.0
03〜0.030 ％、Ｎ:0.001〜0.010 ％およびSn: 0.05〜0.
30％を含有し、かつ〔Si (％) − 0.5×Mn (％) 〕≦
2.0で、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラ
ブを、下記〜の工程で処理することを特徴とする方
向性電磁鋼板の製造方法。熱間圧延を行う工程、熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
１回または中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を行う
工程、連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程、 825〜925 ℃の温度域で７〜100 時間保持して二次再
結晶を起こさせる工程と、それに引き続く 925℃を超え
1050℃までの温度域で４〜100 時間保持し純化する工程
からなる仕上焼鈍工程。