JPS6184326A - 鉄損の優れた薄手高磁束密度一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、変圧器等の電気機器の鉄心材料に用いられる
いわゆる（１１０）（００１）ゴス組織をもった一方向
性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

（従来の技術） かかる電気機器には、近年の厳しいエネルギー事情から
、鉄損値のよシ少ない電磁鋼板を用いようとする動きが
活発である。他方、機器の小型化など忙関連して磁束密
度の高い材料の改善努力もなされている。低鉄損を得る
一つの方法として、渦電流損を軽減させるため製品板厚
を薄くすることが知られている。また、高磁束密度材を
得□る手段として、ＡｔＮやｓｂなどを利用することも
公知である。

しかしながら、ＡｔＮのような窒化物をインヒビターと
して使った場合、最終仕上焼鈍での二次再結晶過程中、
表面よシ窒素の侵入又は脱窒により表面層窒化物の形態
変化が起きやすい。このため、インヒビターとして有効
な微細性が著るしくそこなわれ、結果として二次再結晶
が不安定となシやすい問題がある。一方、一般的に二次
再結晶核となるゴス方位粒は、表面層近傍（約１／７厚
層）にある。薄手材はとくに、このゴス方位粒と表面と
の距離が、厚手材にくらべ短かくなるため、前述の窒化
物形態変化の影響を受けやすく、このため最終品質特性
の高位安定が達成されない。

この対策として、インヒビターそのものを強化する方法
としてのＳｎ添加（％開田５８−２１７６３０号公報）
が提案され、又本出願人は先に板厚方向の集合組織の改
善としての予備冷間圧延法（特願昭５８−００１６９３
号）を出願したが、薄手材の表面層集合組織コントロー
ルに着眼できなかった点で、その品質特性に限界があっ
た。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は、ＡｔＮを利用した高磁束密度電磁鋼板を製造
するに際し、とくに薄手材の品質特性を高位安定化させ
る方法を提供することを目的とするものである。

本発明は薄手材製造のメタラジ−を考察し、とくに表面
層近傍にしか存在しないゴス方位粒そのものの改質すな
わち表面層集合組織のコントロールを狙っておシ、冷間
圧延での結晶回転に着眼したものである。

（問題点を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは下記のとおシである。

（１）　Ｓ１２〜４％、ＳｏＡ入ｔ　Ｏ，０２〜０．０
４　ｑｂを含有する熱延板を１５〜４０係の冷延率で予
備冷間圧延を行なった後、焼鈍し、次いで８０〜９０係
の冷延率で最終冷間圧延を行々い、０．１５〜０．２５
諺の板厚とした後、脱炭焼鈍及び高温仕上焼鈍する製造
工程において、上記予備冷間圧延を熱延板スケール付着
のまま行なうことを特徴とする鉄損の優れた薄手高磁束
密度一方向性電磁鋼板の製造方法。

（２）　　上記予備冷間圧延の圧延方向を熱間圧延での
圧延方向と逆の方向とする前項記載の方法。

以下、本発明の詳細な説明する。

本発明の出発素材は公知の方法によって製鋼、熱間圧延
され、以下の成分を含む。

すなわち、８１２〜４チを含有し、ビス方位の選択成長
を積極的に行なわせるため、紅及びＮを含む。又その他
のインヒビターとして公知の析出分散型元素（Ｍｎ　＋
　Ｃｕ　＋　Ｓ　）や粒界偏析型元素（Ｓｎ）を含んで
も良い。かかる化学成分からなる熱延板を、熱間圧延中
の２次スケールがついたまま、１５〜４０％の冷延率で
の予備冷間圧延（以下、黒皮圧延）を施し、次いでＡＡ
Ｎ微細析出のためと再結晶集合組織を得るために８００
〜１２００℃の焼鈍処理を行なう。次いで、酸洗を行な
い表面スケールを除去し、８０〜９０％冷延率で最終冷
間圧延を施し、０．１５〜０．２５　ａｍの板厚に仕上
げる。

なお、最終冷間圧延前の酸洗は、鋼板形状をフラットに
仕上げるために不可欠である。このとき、複数・やス間
に１００〜４００℃のＣ，Ｎ時効処理をすることが好ま
しい。続いて、通常の脱炭焼鈍を７００〜１０００℃で
行ない、最終仕上焼鈍をパッチ炉で実施した後、張力コ
ーティングを塗布し製品となす。

黒皮圧延時の圧延方向としては、熱間圧延での仕上圧延
中の圧延方向と逆方向に圧延した方が、よシ好ましい。

以下、本発明者達の行なった実験結果について、説明す
る。供試材は、第１表に示すＡｔ含有一方向性電磁鋼板
である。

これを、第２表に示す工程で製品とした。

第２表 かくして得られた製品の磁気特性の結果を、第１図（ａ
）　、　（ｂ）に示す。なお、１点のプロットは、６測
定点の平均を示す。予備冷延を黒皮圧延したものの磁性
が優れており、その中でも予備冷間圧延を熱間圧延の方
向と逆方向に圧延した方が最も良いことが分る。本発明
者らはこの原因として以下の様に考える。

まず、黒皮圧延の効果として、表面スケールの影響によ
シ冷間圧延時の摩擦係数が増加したため相当応力歪分布
が変化し、塑性変形における結晶方位回転が変わり、と
くに表面層集合組織が改善されることである。

これを、第２図に示す。図中、酸洗材、黒皮材の意味は
、各々酸洗後、予備冷間圧延した材料及び黒皮材の−ｔ
−ｉ予備冷間圧延した材料であることを示す。なお何れ
も予備冷間圧延は、熱間圧延と逆方向に行々った。この
図で見る如く、酸洗材の差として、表面から測定上の第
１層と第２Ｎに着目しなければならガい。すなわち、黒
皮材では（１１１）　（１００）　、　（１１２）　、
　（１１０）面の全てにわたって第１層よシ第２層の方
が面強度増加していることで酸洗材ではこの傾向が見ら
れない。なおＸ線（Ｍｏ−Ｋａ）の浸透深さは約１０〜
２０μｍ（９５％浸透）あるため、図中第２層は全厚の
１／６　ｔで測定していることになる。このため、第２
層は二次再結晶発生核と考えられ、この層で（１１０）
と（１１１）面粗が黒皮材で増加していることは、二次
再結晶発達過程で極めて重要である。すなわち、（１１
０）面粗の増加による二次再結晶核数の確保とコ９ス粒
に喰われやすい（１１１）面粗（（１１０）〈ＯＯｌ〉
と（１１１）〈１１２〉は、（１１０＞軸まわシに３５
°回転の関係にあシ、（１１１）　（１１２’）方位粒
が（１１０）　＜００１＞方位粒の周囲にあった場合、
（１１０）　＜００１＞方位粒が成長しやすい条件にあ
ると考えられる。）の増加は、二次再結晶の安定化に寄
与したものと推察される。

また、予備冷間圧延の圧延方向の影響に関して以下に考
察する。熱延板の集合組織を観察すると１／７厚層にお
いて、ゴス方位が主方位であるが、ＴＤ／　＜１１０＞
を回転軸として約１０°傾斜していることが分る。この
とき、熱間圧延方向に向かつて材料の頭、すなわちＲＤ
／＜１００＞方位先端が中心層へ１０°傾いている。こ
の傾斜角を、次工程以下の冷延−再結晶過程でコントロ
ールし、よりシャープなゴス方位にすることｈ″−出来
れば、製品磁束密度の向上をはかれる。この考え方に立
って実験したのが冷間圧延での圧延方向試験であるが、
結果的に予備冷間圧延を熱間圧延方向と逆に行なったこ
とが、ゴス方位のＴＤ／　（１１０＞軸回転をコントロ
ールし、よりシャープカゴス方位を形成したものと考え
られる。

なお、本発明者らは薄手材の表面層集合組織コントロー
ルの目的で、冷間圧延ロール性状、す々わちダル、スム
ースロール々どの影響も調査したが、この予備圧延をス
ムースロール（０，９μｍ以下）で行なう方が、ダルロ
ール（１μｍ以上）で圧延するよシも若干磁性が安定化
する方向であることが確められた。

また、黒皮圧延に関しての公知例として特開昭５８−５
２４２５号公報記載の方法がある。この目的は、電磁鋼
熱延板への予備冷延による結晶組織の調整と次の焼鈍で
の脱炭の容易化であるが、黒皮圧延の意味は、表面５ｉ
０２スケールの破壊にょる脱炭性向上であシ、製造品種
としては実施例にある如く無方向性電磁鋼板である。之
に対して本発明は、薄手一方向性電磁鋼板を対象として
、二次再結晶の安定化を狙って、表面層集合組織をコン
トロールしたものであシ、対象も目的も前者とは相違す
る。

次に、本発明における構成要件の限定理由について述べ
る。

Ｓｔは２チ未満では良好々鉄損が得られず４チを超える
と冷間圧延性が著るしく劣化する。

Ａｔ及びＮはインヒビターＡｔＮを形成するため必要で
ある。ＳｏＬ、ＡＬの適量は０．０２〜０．０４％が良
い。ＳｏＬ、ＡＬが、低過ぎると磁束密度が低く、高過
ぎると二次再結晶が不安定と々る。Ｎの適量は、０．０
０４〜０．０１２１である。低過ぎるとＡｔＮが不足し
、高過ぎると製品にブリスターが発生する。

Ｍｎ及びＳけＭｎＳを形成させるために必要な元素であ
ジインヒビターの作用を奏させるためＫ　Ｍｎ０．０３
〜０．１５係、８０．０１〜０．０５係が適量である。

その他、Ｓｎ　＋　Ｃｕを複合添加することによシ、イ
ンヒビターの強化とグラスフィルムの向上カ達成され、
各々の適量範囲は０．０２〜０，３％である。

少なすぎると効果がなく、多すぎるとコスト高となる。

スラブの鋳造まで公知の方法で行なわれ、熱間圧延も公
知手法である。熱延板の厚みは、１．６〜３．５ｍが好
ましい。薄すぎると熱延中の冷却が早く、インヒビター
のコントロールカ難かしり、厚すぎると熱延板処理工程
での曲げ変形時制れる。

予備冷間圧延率は１５〜４０係が好ましく、１５係未満
では線混異常が発生しやすく、４０係を超えると磁束密
度が劣化する。最終冷間圧延率は８０〜９０％であシ、
８０係未満で磁束密度の劣化、９０チを超えると細粒異
常が発生する。

斎終板厚を０．１５−〜０．２５＋＋ｓとした理由は、
０．１５ｍｍ未満では１８０°磁区幅が拡大し鉄損劣化
が起きること、０．２５閣を超えると予備冷間圧延をす
る必要が々いことからである。

脱炭焼鈍は、８００〜１０００℃、湿水素中で連続焼鈍
し脱炭させる。

（実施例） 以下本発明の実施例について説明する。

Ｃ０，０５％、８１３．０％、Ｍｎ０．０８％、ＳＯ，
０２５％　、　５ｏＬｋＬ　０．０３３％　、　Ｎ　Ｏ
，００６％を含む溶鋼を、連続鋳造し、熱延した。熱延
板２．２　ｍｍ厚を酸洗したものと酸洗し々いものの２
種類をつくり、熱延方向を確認しつつ予備冷間圧延方向
を選択し、１．６　ｍｉ　（２７’Ｉ＝冷延率）に仕上
げ、次いで１１００℃で２分均熱し急冷した。その後、
酸洗し０．２２ｗ＋ｍ（８６％冷延率）までレバース圧
延した。

以下、ＭｇＯ塗布後、１２００℃で仕上焼鈍した。かく
して得られた鋼板に、コロイダルシリカ、無水クロム酸
、リン酸アルミニウムを主成分とするコーテイング液を
塗布（張力コーティング）上平板化焼鈍を行って、磁気
特性を測定したところ、以下のとおシであった。

酸洗後、予備冷間圧延し、圧延方向を熱延と順方向とし
たもの Ｗ１７Ａｏ＝　０．９８　Ｗ／ｋｌｉｌ　、　Ｂ、。＝
　１．９１　Ｔ黒皮性きのまま予備冷延し、圧延方向を
熱延と順方向としたもの Ｗｌ、１５ｏ＝０．９１ｗ／に９．１３．。＝１．９３
Ｔ黒皮付きのまま予備冷延し、圧延方向を熱延と逆方向
としたもの Ｗ１７Ａ、　＝０．８８　ｗ、４９　、　Ｂ、ｏ＝　１
．９４　Ｔ以上の如く、黒皮圧延材の磁性向上が著るし
く、また圧延方向を熱延方向と逆にすることによって、
−そうの改善が達成された。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）　（ｂ）は予備冷間圧延条件をパラメータ
ーとした板厚とＷ　　　、Ｈの関係図、第２図は黒皮圧
延効果を、板厚方向での集合組織でＸ線測定した図であ
る。 第１ （ａ） θ２５　　６２０　　０．／Ｓ 友高ＪｌｉＪ’＋（ｙｎｖｒ） 図 θ２５　θ２θ　　０．１５ 凝あ核Ａと１ｍｍ）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｓｉ２〜４％、ＳｏｌＡｌ０．０２〜０．０４％
   を含有する熱延板を１５〜４０％の冷延率で予備冷間圧
   延を行なった後、焼鈍し、次いで８０〜９０％の冷延率
   で最終冷間圧延を行ない、０．１５〜０．２５ｍｍの板
   厚とした後、脱炭焼鈍及び高温仕上焼鈍する製造工程に
   おいて、上記予備冷間圧延を熱延板スケール付着のまま
   行なうことを特徴とする鉄損の優れた薄手高磁束密度一
   方向性電磁鋼板の製造方法。
2. （２）上記予備冷間圧延の圧延方向を、熱間圧延での圧
   延方向と逆の方向とする特許請求の範囲第１項記載の方
   法。