JPH0826396B2

JPH0826396B2 - 電磁鋼板の製造法

Info

Publication number: JPH0826396B2
Application number: JP63311138A
Authority: JP
Inventors: 隆田中; 輝雄金子; 裕義屋鋪
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-12-09
Filing date: 1988-12-09
Publication date: 1996-03-13
Anticipated expiration: 2011-03-13
Also published as: JPH02156024A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、モーターやトランスの鉄心材料として用い
られる電磁鋼板の製造法に関する。さらに詳しくは本発
明は、板面に対して垂直方向に＜100＞軸が高度に集積
し、低鉄損で高磁束密度を有する電磁鋼板の製造法に関
する。

（従来の技術）電磁鋼板に対しては、機器の電力損失を低減し小型化
を図るため、低鉄損・高磁束密度化という磁気特性の改
善が従来から強く求められている。

電磁特性を改善するため、電気抵抗を高めたりあるい
は粒径をある程度大きくするなどの方法が採用されてい
るが、磁気特性の飛躍的な向上を図るには、磁化容易軸
である＜100＞軸を磁化の方向にそろえることが最も有
効な方法である。

この方法を利用したものが一方向性電磁鋼板であり、
これは圧延方向に＜100＞軸が集積し、圧延方向に磁界
をかけて使用した場合には優れた磁気特性を示す。この
一方向性電磁鋼板はトランスのような一方向にのみ磁化
をかけて使用する機器に対しては極めて有効な方法であ
るが、モーターのように板面内の全方向にわたって磁化
される機器、あるいはEIコアのような２方向に磁化され
る機器に対しては、必ずしも有効な方法とはいえない。

ところでモーターのような機器に対しては、＜100＞
方位が板面内に無方向に分布した集合組織であることが
最も適している。このような集合組織を形成するために
は、板面垂直方向に＜100＞軸が高密度に集積している
ことが必要である。

一方、EIコアのような機器に対しては、（100）＜001
＞方位あるいは（100）＜011＞方位のような面内の２方
向に＜100＞軸が存在するような集合組織が最も適して
いる。このような集合組織を形成するためには、モータ
ーの場合と同じように板面垂直方向に＜100＞軸が高密
度に集積していることが必要である。

以上のような板面垂直方向に＜100＞軸を有する電磁
鋼板の製造方法として、以下の方法が知られている。

（１）凝固組織を用いる方法溶湯急冷を利用する方法高速回転する冷却ロールの表面に溶湯を吹き出し、0.
05〜0.5mm厚さ程度の薄板を直接製造する方法である。
この方法により６重量％程度のSiを含有する珪素鋼薄帯
を製造すると板面に垂直かもしくはそれから20〜30°傾
いた方向に長軸を有する柱状粒組織となる。

インゴット柱状晶の〔100〕繊維組織を利用する方
法特殊な鋳造方法によって製造した柱状晶インゴットを
｛100｝面が圧延面となるように圧延し、1000℃以上の
温度で焼鈍する方法である。

（２）表面エネルギーを利用する方法厚さ0.15mm以下の薄珪素鋼板の場合、弱酸化性であっ
て1000℃以上の温度の雰囲気中で焼鈍する方法であり、
結晶粒は一度板厚程度の大きさに成長した後、板面垂直
方向に＜100＞軸を有する結晶粒が表面エネルギーを駆
動力として優先成長する。

（３）交叉圧延を利用する方法微量のAl等を添加した珪素鋼を交叉圧延し、1150℃で
最終焼鈍を行うことにより、｛100｝＜001＞方位の結晶
粒を２次再結晶させる方法である。

（４）γ単相温度域からの冷却による方法（特開昭53-3
1515号）であって、本質的にＣを含有しない鋼板をγ単
相域へ昇温した後徐冷して、その時のγ−α変態によっ
て板面垂直方向に＜100＞軸を集積させる方法である。

（発明が解決しようとする課題）このように従来から板面垂直方向に＜100＞軸を有す
る電磁鋼板の製造方法が種々開示されているが、これら
の公知方法はかかる電磁鋼板の製造法として万全ではな
く、それぞれ何らかの問題を有している。

すなわち前記の（１）−の方法では、＜100＞軸の
集積度が低くかつ板厚精度、占積率の点で不充分であ
る。

また（１）−、（２）および（３）の方法で得られ
る組織は集積度を高めようとすると非常に大きな結晶粒
組織となり、異常渦電流損が増大してしまうとともに、
（１）−の方法では特殊な鋳造方法によるインゴット
を用い、（２）の方法では0.15mm以下という薄い板にし
か適用することができず、さらに（３）の方法では交叉
圧延という長尺の薄板には適用できない圧延方法によっ
ており、工業的には実用化が非常に困難である。

さらに（４）の方法では、板面垂直方向の＜100＞軸
密度はランダムなものの、高々３〜７倍程度であり、従
って磁気特性も不十分である。

以上のように、従来の電磁鋼板の製造法には様々な問
題があり、これらの問題の解決が望まれていたのであ
る。

ここに本発明の目的はこれらの問題を全て解決するこ
とができる電磁鋼板の製造法を提供することにある。

（課題を解決するための手段）本発明者らは、前記課題を解決するため種々検討を重
ねた結果、冷間圧延電磁鋼板を弱酸化雰囲気中で焼鈍す
ると、まず弱脱炭反応が起こり、γ相または（α＋γ）
相からα相へ変態するが、この際に板面に垂直方向に＜
100＞軸が強く配向すること、およびこの結晶組織を強
脱炭すれば板厚中心に向ってこの方位が成長することを
見い出した。

しかし工業的にこの高温での焼鈍を行う場合にはタイ
トコイルで焼鈍を行う必要があるが、この焼鈍時にタイ
トコイルの幅方向の中央部で脱炭が生じにくくなるた
め、＜100＞軸が均一に配向しないという問題が生じて
しまう。

そこで本発明者らはこれを防ぐ方法を検討した結果、
焼鈍前にタイトコイルに散布する焼鈍分離剤中に脱炭を
促進させる物質を混ぜておき、その後に焼鈍を行うこと
により、焼鈍時に脱炭が均一に進行し、板面に垂直方向
に＜100＞軸が強く配向することを見い出し、本発明を
完成した。

ここに本発明の要旨とするところは、重量％で C:0.02〜１％、Si＋Al:0.2〜７％、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する冷間圧延鋼板の表面に、Fe、T
i、Ｖ、Nb、Ta、Zr、Cr、Ｗ、Mo、Mn、Cu、Ni、およびP
bから成る群から選ばれた１種もしくは２種以上の元素
を有する合金または化合物を含有する焼鈍分離剤の粉末
を散布した後に、（α＋γ）二相領域またはγ単相領域
の温度域で焼鈍し、さらにα単相となる温度域で C:0.01％以下となるまで焼鈍することを特徴とする、電磁鋼板の製造
法である。

本発明の好適態様によれば、上記電磁鋼板はさらにM
n:5％以下含有していてもよい。

（作用）以下、本発明を作用効果とともに詳述する。なお、本
明細書において、特にことわりがない限り「％」は「重
量％」を意味するものとする。

まず本発明にかかる電磁鋼板の製造法を略述すると次
のようになる。

すなわち前述のように、コイルの幅方向の中央部にお
いて脱炭が生じにくくなることを防止するために、脱炭
を進行させる目的で用いるアルミナおよび／またはマグ
ネシアなどに例示される焼鈍分離剤中に、後述する脱炭
を促進させる物質を混入して粉末とし、この粉末を冷間
圧延鋼板の表面に焼鈍前に散布しておく。

そして、この冷間圧延鋼板をコイルに巻き取る。

次に、後述するように炭素量を選定することによりγ
相領域を拡大した冷間圧延鋼板を、まず（α＋γ）二相領域またはγ単相領域の温度域で焼鈍す
る。一般には800〜1200℃の温度域で真空中、もしくは
露点−20℃以下の不活性ガスにCOガス、CO₂ガスおよびH
₂ガスなどを混合した雰囲気中で焼鈍する。この焼鈍に
よって表面から５〜80mmの部分が脱炭され、α単相とな
る。内部は依然として（α＋γ）二相またはγ単相のま
まである。

このような弱脱炭性の雰囲気中では、表面部分は容易
に脱炭されるが、表面から100μｍ以上まで脱炭するに
は、非常に多くの時間を要するので、表面のα結晶粒は
内部へはゆっくりとしか成長せず、板面内方向へと２次
元的に成長する。

このとき、板面に対し垂直方向に＜100＞軸を有する
結晶粒が優先的に成長し、表面のα単相領域は板面垂直
方向に＜100＞軸が強く配向した組織となる。この表面
のα結晶粒の直径は、30〜500μｍ程度であるが、集積
度は非常に高い。

続いて、このようにして弱脱炭性の雰囲気での焼鈍を
終えた冷間圧延鋼板を、強く脱炭の生じる温度、たとえ
ば露点が＋30℃の水素中で600℃以上かつ脱炭後にα単
相となる温度でC:0.01％以下になるまで焼鈍すると、表
面のα結晶粒が内部の（α＋セメンタイト）二相領域、
（α＋γ）二相領域またはγ単相領域に向って成長しα
相の柱状粒組織となるが、この際表面で生成した｛10
0｝集合組織が内部にまで成長し、板面に垂直方向に＜1
00＞軸が強く配向するのである。

次に本発明において用いる冷間圧延鋼板の組成を限定
する理由について説明する。

C: γ相域を拡大し、（α＋γ）→α変態またはγ→α変
態による集合組織の制御を行うために、後述する最終焼
鈍前の段階で0.02％以上、好ましくは、0.05％以上含有
することが有効である。上限は、脱炭時間を抑えるため
に１％以下、好ましくは0.3％以下とする。また最終焼
鈍後の段階では、磁気特性を劣化させないために0.01％
以下とし、好ましくは0.003％以下とする。

Si＋Al: 鉄損低下のため電気抵抗値を増加し、かつ機械的強度
を高める目的でSi、Alは１種もしくは２種を総量で0.2
％以上添加する。一方、過剰に加えると磁束密度が低下
し、かつ脆化するため７％以下とする。

また所望により添加を行っても本発明の効果を減じな
い元素およびその量は、次の通りである。Ｎ≦0.05％、
Co≦１％、Ni≦２％、Mo≦１％、Cr≦１％、Cu≦１％、
Ｓ≦0.5％、Ｐ≦0.5％、As≦0.05％、Se≦0.05％、Sb≦
0.1％、Ｂ≦0.01％、Te≦0.1％、Ｖ≦0.05％、Ti≦0.05
％。

なお必要に応じてMnを添加することが有効である。

Mn: 電気抵抗を増大させ渦電流損を低下させるためと、γ
相域を拡大し（α＋γ）またはγ→α変態による集合組
織制御を容易にするため添加することが好ましい。しか
し、あまり多量に加えると変態温度が過度に低下してし
まう。最終焼鈍の後期は、脱炭後α単相となる温度で焼
鈍する必要上この焼鈍温度をあまり低下させないため
に、脱炭後のα相から（α＋γ）相への変態温度が800
℃以上となるよう添加する。しかしあまり過剰に加える
と磁束密度が低下するため、５％以下とすることが好ま
しい。具体的に添加できるMn量は、α相域拡大元素であ
るSiおよびAlの含有量に関係するが、（Si＋Al）を２％
含有する場合はおよそ3.5％以下、（Si＋Al）を３％含
有する場合はおよそ５％以下である。

冷間圧延鋼板の、上記以外の成分はFeおよび不可避的
不純物である。

また本発明において用いる冷間圧延鋼板は、冷間圧延
を施したものであればよく特に制限を必要としない。こ
こで冷間圧延とは再結晶の生じない500℃以下の温度で
の圧延をいう。冷間圧延に際しては、好ましくは20％以
上、より好ましくは50％以上の圧下率の圧延を行うこと
が良い。また中間焼鈍をはさんで複数回圧延しても良
い。板厚は本質的に制限はないが、実用上の見地からは
脱炭に長時間を要するので2mm以下であることが好まし
い。

次に本発明における焼鈍の条件について詳述する。

（１）第１段目の焼鈍脱炭前に（α＋γ）の二相混合状態もしくはγ相単相
の状態で、脱炭された場合にα単相となる温度で行う。
このときの雰囲気は、板表面から５〜80μｍ程度の深さ
の領域が脱炭され、α単相となりそれ以上内部まで脱炭
が進行し難い、弱脱炭性の雰囲気であることが好まし
い。均熱時間は、組成、温度、雰囲気により決まる。

このような遅い脱炭によって（α＋γ）相あるいはγ
相からα相へとゆっくりと変態させ、かつ板面と平行な
方向へとα結晶粒を成長させると、板面に対し垂直な方
向に＜100＞軸を有するα結晶粒が選択的に生成、成長
する。

（２）第２段目の焼鈍 600℃以上の温度でかつ、脱炭後α単相となる温度で
行う。このときの雰囲気は、内部まで脱炭が進行する強
脱炭性の雰囲気である。

上述の第１段目、第２段目の焼鈍は連続して行っても
良く、特に板厚の薄い場合は、第２段目の焼鈍を省略す
ることもできる。

また第１段目の焼鈍後冷間圧延鋼板の表面に絶縁コー
ティングを施し、その後第２段目の焼鈍を行っても良
い。

次に本発明における焼鈍雰囲気について説明する。

前記第１段目の焼鈍の雰囲気としては次のいずれかを
用いることが望ましい。

（１）1torr以下の真空： 1torr以下の真空であれば、弱脱炭性で弱酸化性の雰
囲気が得られる。さらに工業的に達成可能な限り低真空
でもよい。

（２）露点−70℃以上、−20℃以下の不活性ガス、COガ
ス、CO₂ガスおよびH₂ガスの１種もしくは２種以上から
なる雰囲気：さらに前記第２段目の焼鈍雰囲気としては、脱炭速度
を大きくするため露点−20℃以上の不活性ガスおよびH₂
ガスの１種もしくは２種以上からなる雰囲気を用いる。
但し、浸炭しない範囲でCOガスまたはCO₂ガスを含有し
ていても良い。

また脱炭を促進させる物質として、Fe、Ti、Ｖ、Nb、
Ta、Zr、Cr、Ｗ、Mo、Mn、Cu、Ni、およびPbから成る群
から選んだ１種もしくは２種以上の元素を含んだ合金ま
たは化合物を含有する焼鈍分離剤の粉末を用いてもよ
い。

これらの物質による脱炭の進行過程は次のように表わ
される。

即ち、Ｃとの親和力の比較的高いFe、Ti、Ｖ、Nb、T
a、Zr、Cr、Ｗ、Mo、Mnおよびそれらから成る合金にお
いては、Tiの場合を例にとれば、次のような反応によ
り、脱炭が進行する。

式（１）、（２）より、総括的には、式（３）のような
形態で反応が進行する。

Ｃ（母材中）＋Ti（分離剤中）＝TiC・・・（３）また、Ｃとの親和力が比較的低いCu、Ni、Pb、Fe、Mn
などは酸化物の形で脱炭に寄与する。Fe₂O₃を例にとれ
ば、式（４）、（５）より、総括的には、式（６）のような
形態で反応が進行する。

以上詳述してきた本発明にかかる電磁鋼板の製造補に
より、板面に対して垂直方向に＜100＞軸が高度に集積
した低鉄損で高磁束密度を有する電磁鋼板を製造するこ
とが可能となる。

さらに本発明を実施例を用いて詳述するが、これは本
発明の例示でありこれにより本発明が不当に制限される
ものではない。

実施例１第１表に示すＢの組成を有する鋼を真空溶製し、イン
ゴットを作製した後、3mmの厚さまで熱間圧延し、その
後0.5mmの厚さまで冷間圧延した。

そして冷間圧延鋼板を10cm角に切断しこれらを３枚積
み重ね、一方の層間にはAl₂O₃の粉末を、もう一方の層
間にはAl₂O₃の粉末とFeの粉末の混合物を、それぞれ焼
鈍分離材として充填した後、一段目焼鈍として10^-5torr
の真空中で950℃にて３時間焼鈍を行い、その後積み重
ねられた３枚の板のうちの真中の１枚を取り出し、板の
両面について＜100＞軸密度を調査した。

＜100＞軸密度は、ECP（Electron Channel Pattern）
法により、試験片の各部に200個の結晶粒を測定し、板
面垂直方向から±５°以内に＜100＞軸を有する結晶粒
の数の全体に対する比率を、配向性のない場合との比率
で割った値とした。

結果を第１図および第２図に示す。

第１図に焼鈍分離剤の違いによる＜100＞軸密度の変
化を板のエッジからの距離を様々に変えて示している。
第１図より焼鈍分離剤中にFeが含まれている場合は、板
のエッジに近い部分もエッジから最も離れた中心の5cm
の付近でも＜100＞軸密度はそれほど変わらずオープン
に近い軸密度であるのに対し、焼鈍分離材中にFeが含ま
れていない場合には、板の中心に近づくにつれて＜100
＞軸密度は低下していき、中心の5cmの部分では、わず
か２倍程度になっていることがわかる。

第２図に板の中心部分の断面の金属組織の写真を示す
が、焼鈍分離材中にFeが含まれている場合は、表層部か
ら50μｍの脱炭による柱状粒の生成が認められるが、Fe
が含まれていない場合には柱状粒の生成は認められな
い。すなわちFeが含まれていない場合に＜100＞軸密度
が低かったのは脱炭が起こらなかったためであり、この
場合のFeの役割は鋼中のＣの脱炭を促進することであ
る。

実施例２第１表に示す鋼を真空溶製しインゴットを作製した
後、3mmの厚さまで熱間圧延しさらに0.5mmの厚さまで冷
間圧延した。その後第２表に示す条件で１段目および２
段目の焼鈍を行った。

この試料について中央部の断面光学顕微鏡観察による
結晶粒組織の状態および＜100＞軸密度につき調査し
た。なお＜100＞軸密度は、ECP法によった。結果を第２
表に示す。

本発明にかかる方法により集積度の高い｛100｝面集
合組織が形成されていることが明らかである。

（発明の効果）以上の説明から明らかなように、本発明により優れた
磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を工業的規模で生産
することが可能となった。

かかる効果を有する本発明の意義は著しい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、焼鈍分離剤の違いによる＜100＞軸密度の変
化を表わすグラフ；および第２図は、本発明に係る電磁鋼板の断面の金属組織の写
真である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で C:0.02〜１％、Si＋Al:0.2〜７％、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する冷間圧延鋼板の表面に、Fe、T
i、Ｖ、Nb、Ta、Zr、Cr、Ｗ、Mo、Mn、Cu、Ni、およびP
bから成る群から選ばれた１種もしくは２種以上の元素
を有する合金または化合物を含有する焼鈍分離剤の粉末
を散布した後に、（α＋γ）二相領域またはγ単相領域
の温度域で焼鈍し、さらにα単相となる温度域で C:0.01％以下となるまで焼鈍することを特徴とする、電磁鋼板の製造
法。
【請求項２】前記冷間圧延鋼板が、さらに、重量％でM
n:5％以下を含有する請求項（１）記載の電磁鋼板の製
造法。