JPH0788530B2

JPH0788530B2 - 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0788530B2
Application number: JP62157411A
Authority: JP
Inventors: 裕義屋鋪; 輝雄金子
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1987-06-24
Filing date: 1987-06-24
Publication date: 1995-09-27
Anticipated expiration: 2010-09-27
Also published as: JPS644425A

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕この発明は、磁気特性の優れた、とくに磁束密度の高い
無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

省エネルギーは分野を問わず重要な課題である。電気機
器分野においても近年、電力消費量の節減が叫ばれ、機
器特性の向上、機器の小型化等の要求がますます高まっ
てきている。

無方向性電磁鋼板は、主に変圧器、安定器、電動機、発
電機等の鉄心材料として用いられるが、このような機器
の特性向上、小型化等の要求に対処するには、低鉄損で
かつ磁束密度の高い無方向性電磁鋼板が必要である。

ところで、無方向性電磁鋼板の製造方法としては、いわ
ゆる一回冷延法がよく知られている。これは熱間圧延鋼
帯を比較的大きな圧下率、具体的には70〜80％程度の圧
下率で一回冷間圧延し、次いで焼鈍を行うものである。

しかしながら通常の一回冷延法では、昨今の高度の要求
には到底応えられるものではない。

なお、鉄損についてはSiあるいはAlのような固有抵抗を
増加させる元素を添加して渦電流損を低下させる対策が
あるが、Si、Alは磁束密度を低下させる副作用があり、
このためこの種の対策でも低鉄損、高磁束密度の高レベ
ルでの両立は不可能である。

このようなことから、無方向性電磁鋼板については、従
来より低鉄損と高磁束密度の両立を図るべく種々研究が
進められ、その製造方法につき様々な提案が出されてい
る。例えば、特開昭58−204126号では、C0.02％以下、S
iもしくはSiとAlの合計量が1.5％以下、Mn1.0％以下、P
0.20％以下の素材を用い、圧延終了温度を600〜700℃、
巻取温度を500℃以上として熱間圧延を行い、ついでAr₃
点以下の温度で30秒以上15分以下の焼鈍を施する方法が
提案されている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

この方法は600〜700℃という低温条件下で熱間圧延を行
うことが必要である。これは、熱間圧延後の焼鈍時に結
晶粒を粗大化させる上で必要とされるものである。

ところがこのような低温での熱間圧延は、現状の熱間圧
延機ではミルパワーの観点から実現するのが難しい。

上記に鑑み本発明は、低温熱延を行うことなく、鉄損、
磁束密度がともにすぐれた無方向性電磁鋼板を安定して
製造することができる方法の提供を目的とする。

〔問題点を解決するための手段〕

一般に無方向性電磁鉄板において、熱延板の粒径を粗大
化させると、その後の冷延・焼鈍を経た後の成品段階の
結晶粒径および集合組織に影響が出て、磁気特性（鉄
損、磁束密度）の改善がもたらされると考えられる。前
出の特開昭58−204126号に示された方法もこの考えに基
くもので、低温の熱間圧延と熱延板の焼鈍とを組合せ
て、熱延板の粒径の粗大化を図っているのである。

本発明者らは、著しい低温での熱延をせずに熱延板焼鈍
時に結晶粒を効果的に粗大化させる方法を見出すべく、
とくに素材鋼成分の面から種々実験、検討を行った結
果、素材中のＳとMnをそれぞれ特定量以下に制限すれ
ば、熱延板焼鈍時の再結晶および粒成長が著しく早めら
れ、この段階で結晶粒が効果的に粗大化されるという事
実を知見した。

なお、この場合熱間圧延の圧延終了温度は、フェライト
領域温度とし、かつ巻取温度を600℃以下とすることが
条件となる。

本発明は以上の知見に基づくものであって、C0.010％以
下、Si0.1〜1.0％、Mn0.20％以下、P0.200％以下、S0.0
06％以下、Sol.Al0.002％未満か0.150〜1.0％で、残部F
eおよび不可避的不純物よりなる鋼素材、あるいは、こ
の鋼素材にさらにP0.050〜0.200％を含有させた鋼素材
を、圧延終了時間を700℃以上でかつフェライト域内の
温度として熱間圧延し、続いて600℃以下の温度で巻取
りを行い、次いで650〜950℃の温度で焼鈍を行うととも
に、その前または後、もしくはその双方で脱スケールを
行い、しかるのち冷間圧延、焼鈍を実施することを特徴
とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法を
要旨とする。

第１図は、低Ｓ下における鋼中Mn量と鉄損および磁束密
度との関係を示す実験データである。これは、C0.003
％、Si0.5％、P0.085％、S0.002％、Sol.Al0.0008％と
し、Mn量を0.05〜0.50％のレンジで種々に変化させた鋼
素材をフェライト領域温度（790℃）を圧延終了温度と
して熱間圧延を行って板厚を2.3mmとし、その後550℃で
巻取り、次いで脱スケール酸洗後、800℃で30分均熱の
箱焼鈍を行い、さらに0.5mmの板厚まで冷間圧延し、そ
の後760℃×20秒の連続焼鈍を実施し、こうして得たも
のについて磁気特性を調査した結果である。

図において、磁束密度については鋼中Mn量が低くなると
改善される傾向が認められ、とくにMn0.2％以下におい
てその傾向が著しい。

一方鉄損は、Mn0.07〜0.50％の範囲においてさほど大き
な変化がない。これは、Mnの増加が比抵抗の増大を通し
て鉄損の低下をもたらす結果、高Mn域においても良好な
鉄損値が得られたためと考えられる。

ただし、Mnの増加は磁束密度に関しては低下させる方向
である。

何れにしても本発明の条件を満たす低Ｓ、低Mn化によ
り、低鉄損と高磁束密度の両立が実現できるのである。

因みに従来においては、鋼中Mnは、Ｓによる鋼の熱間脆
性を抑制するために必要であり、更に鋼中介存物MnSの
粗大化のためにも必要であるとされ、少なくとも0.2％
は添加されるのが通例であった。

なお、熱間脆性については、低Ｓの条件の下ではMn量を
低下させても実際上問題とならないことを、本発明者ら
は確認している。

以下、本発明の方法について更に詳しく説明する。

○ まず使用する鋼素材の成分限定理由は次のとおりで
ある。

C:Cは鉄損低下の観点から、少ない方がよい。Ｃが0.010
％をこえると磁気時効による鉄損増加がとくに顕著とな
ることから、0.010％を上限とした。なお、下限につい
てはＣは少ないほど好ましいので、とくに限定しない。

Si:Siは固有抵抗を増加させ、鉄損低下に有効に寄与す
る元素であるが、反面磁束密度の低下をもらたす。１％
をこえると、この磁束密度の低下が著しく、本発明の目
的である高磁束密度が達成できない。また0.1％未満で
は、鉄損の面で十分な効果が期待できない。よって、0.
1〜1.0％の範囲とした。

Mn:本発明において最も重要な意味をもつ元素である。
先に述べたとおり従来はＳによる熱間脆性の防止および
MnSの粗大化の観点から0.2％をこえて添加するのが普通
であったが、本発明で0.2％以下にする。

低Ｓの条件の下において、Mn量を0.2％以下にすれば、
前出第１図で説明したように低鉄損とともにきわめて高
い磁束密度が実現されるのである。これは、熱延板焼鈍
時の再結晶および結晶粒の粗大化が促進されることによ
る。なお、低Ｓ、低Mn化により再結晶、粒成長が加速さ
れる理由は、未だ不明な点も多いが、固溶Mn、MnSの量
がともに著しく低くなることが関与しているものと考え
られる。なお、Mn0.2％ごえでは、第１図に明らかなよ
うにとくに磁束密度が低下を来すことになる。このよう
なことから本発明では、Mnの上限を0.2％としたのであ
る。

なお、Mnの下限については熱間脆性の観点からMn/Sで10
以上が望ましいが、とくに規定しない。

P:Pは磁気特性を悪化させずに硬度を上昇させ打抜性を
改善することができる元素で、必要により添加される。
Si量が低いと、鋼の硬度は低くなりがちであるが、Ｐの
添加はこのような場合に有効である。

Ｐの硬度上昇の効果は、少なくも0.050％含有されない
と発現しない。ただし、0.200％をこえると鋼板が脆化
し、冷延破断を生じやすくなる。よって、Ｐを積極添加
する場合、添加量は0.050〜0.200％の範囲とする必要が
ある。

なお、Ｐは不可避的不純物レベル（0.001〜0.030％）の
量でも、硬度上昇がないだけで、とくに問題を生じるこ
とはない。

S:Mnとの間でMnSを形成し、焼鈍時の粒成長を妨げ、鉄
損の低下を阻む方向に作用するとともに、多量に存在す
ると熱間脆性を惹起する。また、熱延鋼板の再結晶、粒
成長の促進上、有害である。このような悪影響は本発明
が対象とするような低Mn鋼において特に著しく、このこ
とからＳ量の管理は特に厳しくすることが求められる。

このような観点からＳは、0.006％以下とした。このS0.
006％以下は、現在の清浄鋼の溶製技術では、十分に可
能なレベルである。

なおＳについては、特性上下限の規定は不要である。た
だし実際には、製鋼技術、経済性の面から実施可能な範
囲は自ずと決まる。

Sol.Al:AlはSiと同様固有抵抗を増加させ鉄損低下に寄
与する元素であるが、その一方でAlNを形成し焼鈍時の
粒成長性を悪化させ鉄損を高める方向に作用する。ただ
しこの好ましくない作用は、添加量を多くしてAlNを粗
大化してやれば取除かれる。鉄損に対する有効性を引き
出しかつAlNによる悪影響を排除するには、0.150％以上
の添加が必要である。しかし１％をこえる添加は磁束密
度の低下を来す。

また、Alの添加は特性上必ずしも必要ではない。鉄損に
対する有効性を放棄するなら、AlNによる悪影響を取除
くのに、Al量を低レベルに制限するのも一つの方法であ
り、この場合は許容量を0.002％以下にすべきである。

以上のことから、Sol、Al量は0.150〜１％または0.002
％未満の範囲とした。

○ 次に、製造プロセスについて述べる。

上記のような成分の素材鋼は常法に従って転炉等で溶製
され、まず連続鋳造または造塊−分塊圧延を経てスラブ
とされる。

次いでこのスラブを熱間圧延し、その後巻取りを行う。
そして次に焼鈍を行うとともに、その前または後、もし
くはその双方で脱スケールを行い、しかるのち冷間圧延
を施して、焼鈍を実施する。

熱間圧延以降の各工程について以下に詳述する。

熱間圧延・巻取りこの工程は、圧延終了温度を700℃以上のフェライト領
域温度とするとともに、巻取温度を600℃以下とするこ
とが条件となる。

本発明は既述したとおり、熱延板の焼鈍の段階で再結晶
および粒成長を促進させることにより磁気特性を向上さ
せるところに重要なポイントがある。熱延板の焼鈍時に
再結晶および粒成長を十分に促進させるためには熱間圧
延終了時に十分な歪が蓄積され、またその歪みエネルギ
ーが巻取りを経たあとまで開放されずに残っていなけば
ならない。このような観点から、圧延終了温度はフェラ
イト域内の温度とすることが必要である。

熱延板の焼鈍時の再結晶および粒成長の意味からは、圧
延終了温度はフェライト域内の温度とする上限規定だけ
で十分であるが、現実には圧延終了温度が700℃を下ま
わると、圧延負荷が大きくなりすぎ通常の圧延機では操
業が困難となる。

以上のことから圧延終了温度は700℃以上でかつフェラ
イト域内の温度とした。

一方、巻取り温度を600℃以下としたのは、下記のよう
な実験データに基いている。

第２図に、巻取温度と磁気特性との関係を調査した結果
を示す。これは、C0.003％、Si0.4％、Mn0.12％、P0.08
5％、S0.001％、Sol.Al0.225％の鋼素材をフェライト領
域温度（800℃）を圧延終了温度として熱間圧延を行っ
て板厚を2.1mmとし、その後500〜700℃の種々の温度で
巻取って、次いで脱スケールのための酸洗を行った後80
0℃で均熱30分の箱焼鈍を行い、更に0.5mmまで冷間圧延
し、その後760℃で20秒の連続焼鈍を実施し、こうして
得たものについて磁気特性を調査した結果である。

図において、巻取温度が低い領域、特に600℃以下の温
度域において、磁束密度、鉄損とも非常にすぐれた値と
なっている。これは熱延板の焼鈍により粒径が粗大化し
たことによる。巻取温度の上限を600℃としたのは、こ
のような理由からである。なお、下限については、巻取
温度は磁気特性の面からはいくら低くしても問題ないこ
とから、とくに規定しない。巻取温度は最近では、熱延
ホットランテーブル上での冷却能力の向上により、200
℃前後の温度も可能となっている。

熱延板への焼鈍この工程は、前記した熱間圧延・巻取りを経た熱延板を
再結晶および粒成長させるためのものである。

焼鈍のタイプとしては、箱焼鈍、連続焼鈍のいずれでも
採用できる。箱焼鈍の場合650〜900℃、連続焼鈍の場合
700〜950℃が、焼鈍温度の適正レンジである。焼鈍温度
650〜950℃の規定はこれに基く。

各適正レンジの下限値は、当該工程において再結晶を安
定して完了させるために必要な温度である。同じく上限
値は、性能改善の効果と設備費とのバランスという観点
から許容される限度の温度である。本来焼鈍温度は効果
の点から高い方が有利である。しかしながら実際には設
備的な問題がある。すなわち、上記上限値をこえる温度
に設定するには非常に高価な設備が必要となり、この場
合設備費に見合うだけの性能改善が見込めないことにな
るのである。

脱スケール、冷間圧延何れも通常どおりでよい。脱スケールは酸洗いで行う場
合が多いが、種々の機械的な脱スケール法、例えばショ
ットブラストやロールベンダ等の組合せで行って良い。
脱スケールは熱延板の焼鈍の前または後、あるいは前後
の両方で実施してもよい。

冷間圧延は１回を原則とし、圧下率は70〜80％程度が普
通である。

冷延後の焼鈍この焼鈍は、上記冷延後の加工組織を再結晶させるとと
もに、硬度調整等も目的とし、連続焼鈍が普通である。

無方向性電磁鋼板には、所定の磁気特性を付与して出荷
されるフルプロセス品と、出荷後ユーザー側で打ち抜き
等の加工後に歪取焼鈍（750℃×2h程度）を施されて所
定の磁気特性を保有するに至るセミプロセス品とがあ
る。

なおフルプロセス品の場合も、当然ユーザー側において
歪取焼鈍が施されることもあり、フルプロセス品として
は、出荷時はもとより、ユーザー側での歪取焼鈍実施時
にも規定の磁気特性を示すことが要求される。

本発明はこのようなフルプロセス品、セミプロセス品の
両方を対象とするものであるが、冷延後の焼鈍は一般
に、フルプロセス品では650〜900℃×５秒以上程度、セ
ミプロセス品の場合600〜800℃×５秒以上程度とされ、
本発明の場合にもこれに準ずる条件としてよい。

なお、電磁鋼板を製造する場合、通常はさらに絶縁コー
ティングを付与する工程が入ってくるが、本発明の場合
にも、製造の最終工程としてコーティングの工程を追加
することは可能であり、本発明はこのようなケースをも
含むものとする。

〔実施例〕

○ 実施例１第１表に示す各成分組成の鋼を転炉で溶製し、これを連
続鋳造により鋳片となし、続いて熱間圧延を行って厚み
2.3mmとし、これをコイルに巻取った。熱間圧延の圧延
終了温度は全て760〜810℃の範囲とした。各供試鋼のAr
₁変態点は850℃以上であり、全ケースともフェライト域
内の温度で圧延終了したわけである。なお巻取温度は第
１表に示す。

次いでNo.1〜14の熱延鋼帯に対しては、酸洗→箱焼鈍→
冷間圧延（23mm→0.5mm）→連続焼鈍を施した。またNo.
15,16の熱延鋼帯に対しては、連続焼鈍→酸洗→冷間圧
延（2.3mm→0.5mm）→連続焼鈍を施した。熱延板および
冷延材の焼鈍条件を第１表に示す。

こうして得た各供試鋼板について、30mm×280mmのエプ
スタイン試験片を鋼帯ミドル部の圧延方向とこの直角方
向から８枚ずつ採取して磁気特性を調査した。

結果を第１表の右欄に示す。

試験結果について述べる。

○ No.1は0.23％Siの本発明例で、低鉄損、高磁束密度
が実現されている。

○ No.2〜11は約0.5％Siの極低Alの鋼種に関し、成分
条件または製造条件を変化させた例である。

巻取温度が600℃以下の本発明No.2,No.3は、同温度が本
発明範囲を上まわるNo.6に較べ鉄損、磁束密度ともすぐ
れた値となっている。

熱延板の焼鈍温度が650〜950℃の範囲にある本発明例N
o.5は、同焼鈍温度が本発明範囲を下まわるNo.4に比べ
鉄損、磁束密度がともに格段にすぐれている。

No.7〜No.9は鋼成分がMn量を除き実質的に同一のもの
で、Mn量が0.20％以下の本発明例No.7は、Mn量が本発明
範囲を上まわるNo.8,9に比べ、これも鉄損、磁束密度が
良好なものとなっている。

No.10と11は鋼成分がＳ量の点でのみ実質的差異のある
もので、Ｓ量が0.006％以下の本発明例No.10は、Ｓ量が
本発明範囲を上まわるNo.11に比べ上記両特性とも大巾
な改善が認められる。

○ No.12〜14は約0.5％Siの鋼種でSol.Al量を変化させ
た例で、Sol.Al量が0.150〜1.0％の範囲内にある本発明
例No.12,13は、Sol.Al量が0.033％で本発明条件に適合
しないNo.14に比べ、両特性とも良好で、とくに鉄損に
ついて著しい改善が見られる。

○ No.15,16は約0.8％Siの鋼種で何れも本発明例であ
る。既に述べてきた本発明例のものに比べ、Si量が高い
分だけ磁束密度は低い値となっているが、鉄損が著しく
低く、レベルの高い鉄損・磁束密度バランスとなってい
る。

○ 実施例２実施例１はエプスタイン試験片を切断採取後そのまま磁
気測定を行った結果であるが、ここでは実施例１のNo.
2,5,8,13,14のものから採取したエプスタイン試験片に
更に750×2hの歪取焼鈍を施したのち、磁気特性を評価
した。これはセミプロセス材としての磁気特性をみたも
のである。

結果を第２表に示す。

No.2,5,13が本発明例であるが、これらは歪取焼鈍後に
おいても、低鉄損、高磁束密度の良好な磁気特性を示し
た。

〔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、低鉄損
でかつ磁束密度の高い、すぐれた磁気特性の無方向性電
磁鋼板を製造することが可能であり、しかも従来技術の
ように実際上困難な低温での熱間圧延を必要とせず、操
業上通常の設備で問題を生じることがない。

したがって本発明は、無方向性電磁鋼板の性能向上策と
して、実用上きわめて有意義な発明ということができ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は低Ｓ条件下におけるMn量と磁気特性との関係を
示すプロット図、第２図は巻取温度と磁気特性との関係
を示すプロット図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】C0.010％以下、Si0.1〜1.0％、Mn0.20％以
下、S0.006％以下、Sol.Al0.002％未満で、残部はFeお
よび不可避的不純物よりなる鋼素材、あるいは、この鋼
素材にさらにP0.050〜0.200％を含有させた鋼素材を、
圧延終了温度を700℃以上でかつフェライト域内の温度
として熱間圧延し、続いて600℃以下の温度で巻取りを
行い、次いで650〜950℃の温度で焼鈍を行うとともに、
その前または後、もしくはその双方で脱スケールを実施
し、しかるのち冷間圧延、焼鈍を施すことを特徴とする
磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】C0.010％以下、Si0.1〜1.0％、Mn0.20％以
下、S0.006％以下、Sol.Al0.150〜1.0％で、残部はFeお
よび不可避的不純物よりなる鋼素材、あるいは、この鋼
素材にさらにP0.050〜0.200％を含有させた鋼素材を、
圧延終了温度を700℃以上でかつフェライト域内の温度
として熱間圧延し、続いて600℃以下の温度で巻取りを
行い、次いで650〜950℃の温度で焼鈍を行うとともに、
その前または後、もしくはその双方で脱スケールを実施
し、しかるのち冷間圧延、焼鈍を施することを特徴とす
る磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。