JPH01198428A - 磁気特性の優れた無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］ 本発明はりジングの生じない無方向性電磁鋼板の製造方
法に関する。

［従来技術］ 従来は、ＪＩＳ中級（５０Ａ３１０〜５０Ａ４７０）の
電磁鋼板用の材料としては通常、Ｓｉ含含量量１．５〜
２．５％の鋼を用いている。ところが、このような材料
を用いると冷間圧延時にリジングと称される凹凸の表面
欠陥が生じやすいことが一般に知られている。

このリジングを防止するためには、例えば特公昭５Ｂ−
４６１４号に示されるように、再結晶温度以上の高温熱
延板焼鈍を行う方法が開示されている。しかし、この方
法ではＳｉ含有量が１．５〜２．５％の電磁鋼板では６
５０〜９００℃の焼鈍温−を確保し゛なければならず、
エネルギー原単位や、生産性が悪化するといった欠点が
あった。

リジングの発生は熱間圧延時の集合組織に起因すると言
われている。本発明者はりジングを防止する方法として
この点に着目し、α−γ変態鋼を材料に用いれば熱間圧
延中またはその後の冷却過程でのα−γ変態により集合
組織が変化し、リジングを防止できることを見いだした
。

しかし、Ｃ含有量が０．００５％の場合のα−γ領域限
界に相当するＳｉ含有量は１．５％であり、これ以上の
Ｓｉを含有する材料ではα−γ変態鋼を適用することは
できなかった。またＡＱもα−γ変態に対してＳｉと同
様の働きをするため、（Ｓｉ＋Ａｌ）５１．５％の範囲
でのみ、有効であり、これ以上の（Ｓｉ＋Ａｌ）の含有
率の材料には適用することができなかった。

なお、γ領域を拡大するためにはＣを増加すればよいが
、Ｃの増加は磁気特性を著しく劣化させるために実用的
ではない。

［発明が解決しようとする課題］ 本発明は上記事実に鑑みてなされたものであり、（Ｓｉ
＋Ａｌ）が１．５％以上の材料を用いる場合においても
、前述したような高温の熱延板焼鈍を必要とせずにリジ
ングの発生を防止できる無方向性電磁鋼板の製造方法を
実現しようとするためのものである。

［課題を解決するための手段］ 前記課題を解決するための本発明は、Ｃ５０゜０１％、
（Ｓｉ＋Ａｌ）：　１．６５〜２．４％、Ｓ≦０．００
６％、Ｍｎ≦２．０％）でかつ、（。

Ｓｉ＋Ａｌ）−０，５Ｍｎ：１．４〜１．８％を満足す
る成分を含有する鋼片を加熱後、１，０００〜１，１０
０℃の温度で圧下率２１０％以上の粗圧延を行い、その
後再び加熱を行い、７００℃〜Ａ、変態点の仕上げ温度
で熱間圧延し６００℃以下の巻取温度で巻取り、酸洗前
あるいは酸洗後に６００〜７５０℃の熱延板焼鈍を行っ
た後に所望の板厚まで冷間圧延し、通常の条件で連続焼
鈍を行うことを特徴とする、磁気特性の優れた無方向性
電磁鋼板の製造方法である。

、また、前記課題を解決するためのもう１つの本発明は
、Ｃ≦０．０１％、（Ｓｉ＋Ａｌ）：　１゜６５〜２．
４％、Ｓ≦０．００６％、Ｍｎ≦２゜０％）でかつ、（
Ｓ　ｉ＋Ａｌ）−０，５Ｍｎ　：　１．４〜１．６％を
満足する成分を含有する鋼片を加熱後、１ｓ　０００〜
１．．１００℃の温度で圧下率２１０％以上の粗圧延を
行い、その後再び加熱を行い、７００℃〜Ａｔ変態点の
仕上げ温度で熱間圧延し６００℃以下の巻取温度で巻取
り、酸洗前あるいは酸洗後に６００〜７５０℃の熱延板
焼鈍を行った後に所望の板厚まで冷間圧延し、通常の条
件で連続焼鈍を行うことを特徴とする、磁気特性の優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法である。

［作用］ まず、本発明の材料である鋼片の添加成分の限定、理由
について説明する。

Ｃは、’ｏ、ｏｉ％を超えると著しく磁気時効を生じて
磁気特性を劣化させるため、上限を０．０１％とした。

（Ｓｉ＋Ａｌ）は、磁気特性改善のために必須の元素で
あり、かつ前述したようにα−γ変態に重要な影響を及
ぼす。すなわち５（Ｓｉ＋Ａｌ）が２．４％を超えると
Ｍｎの過度の添加を行わなければα−γ変態鋼になり得
ない。Ｍｎの過度の添加は後述のように磁気特性を劣化
させるため、（Ｓｉ＋Ａｌ）の添加は２．４％を上限と
した。・また、（Ｓｉ＋Ａｌ）が１．６５％未溝では後
述するように通常のＭｎ含有率の鋼においては、α−γ
変態鋼になり得ないことと、所望の磁気特性が得られな
いためである。

Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを生成し、焼鈍時の結晶粒
成長が阻害されて鉄損値（Ｗ／Ｋｇ）が悪化するため、
上限を０．００６％とした。

Ｍｎは、固有抵抗を高めて鉄損値の改善に有効な元素で
ある。また、Ｍ　ｎ、はγ生成元素でもあり、添加量を
増加することによりγ生成領域が拡大される。しかし、
Ｍｎを過度に添加するとα−γ変態点が著しく低下して
磁性を失ってしまい、また熱間圧延中にα−γ変態点を
通過する事態が生じ、これによる板厚変動が発生するた
め、ｉｎの上限は２．０％とした。

このようにＭｎを適度に添加したことにより、従来と同
等の磁気特性を確保するのに必要な（Ｓｉ＋Ａｌ　）の
添加量を低減することができ、その結果として磁束密度
、磁歪を改善することができる。

さらに本発明者は以上の成分範囲内において、α−γ変
態鋼を実現させるためには下記（１）式を滴定する成分
にする必要があることを見いだした。

（Ｓｉ＋Ａｌ）−０，５Ｍｎ＝１．４〜１．８％−一−
（１） 以下、上記（１）式の意味を説明する。

Ｍｎは溶銑自体に存在する元素であり、これをなくすこ
とはできない。通常の溶銑成分ではＭｎは０．１％程度
であり、このとき（１）式を溝たす（Ｓｉ＋Ａｌ）の含
有量は１．４５〜１．６５％となる。通常、この範囲の
（Ｓ　ｉ　＋Ａｌ　）の含＜ｆ　ｍではりジンクは発生
しなＣ）。しかし、本発明のよ５に（Ｓ　ｉ＋Ａｌ）（
１）含有量がｔ、ｅｓ％以゛、上の電磁鋼板においては
上記（１）式を滴定せず、リジングを防止することがで
きないために、Ｍｎを積極的に添加する。このことによ
りオーステナイト領域を拡大することができ、その結果
として（Ｓｉ＋Ａｌ）≧１．６５％の鋼においてもリジ
ングを防止することができる。

次に、上記成分の鋼片を熱間圧延する際の条件の限定理
由についてのべる。

まず、熱間仕上げ圧延の前に行う粗圧延を圧下率：１０
％以上で行う理由は、この粗圧延により圧延材に歪みを
付与して結晶粒を細粒化、その後の約１，２００℃程度
の再加熱で材料組織を整粒化させるためである。圧下率
が１０％未横では上記の効果が充分に得られないため、
下限値を１０％とした。また、このときの圧延材温度を
１，０００〜１．２００℃としたのはこの範囲外の温度
領域で結晶を生じさせるに必要な圧下率が非常に大きく
なるためである。

このように、熱間圧延中に軽圧下率の圧延を行うことで
結晶粒を微細化することにより、さらにリジングの発生
を防止することができる。しかし、上記のような熱間圧
延中に軽圧下を行い、再加熱を行うことは能率、エネル
ギーコストの点で不利になるために、鋼の成分とりジン
クの発生杖況を考慮して必要に応じて行えばよい。

熱間圧延の仕上げ温度は高い程、集合組織が改善されて
製品の磁束密度が向上する。ただし、圧延スケジュール
の後半に圧延材温度がＡ、変態点を通過すると、圧延材
の板厚変動が大きくなるために、仕上げ温度はＡ、変態
点以下にする必要がある。また、仕上げ温度が７００℃
未満では圧延性、磁束密度が悪化するために下限値は７
００℃とした。

熱間圧延後の巻取温度は低い程、続いて行う酸洗時の酸
洗性が良好になるために、６００℃以下とした。

酸洗は、冷間圧延時にスケールがロールに付着して圧延
製品に表面疵が発生するのを防止するために、圧延前に
酸洗してデスケーリングを行うために必要である。

次に、熱延板焼鈍は磁気特性改善のために行う。

熱延板焼鈍の焼鈍温度は、６００℃未満では磁束密度向
上の効果がな（、また磁束密度向上のためには７５０℃
までで充分であり、それ以上の温度ではＮ２雰囲気では
加窒を起こして磁気特性が悪化することに加え、前述し
たように高温焼鈍を行うとエネルギー原単位や生産性も
悪化するために、６００〜７５０℃とした。また、前記
酸洗と熱延板焼鈍を行う手順はいずれを先に行ってもか
まわない。

冷間圧延の圧下率は特に限定しないが、７０％未横では
熱間圧延時の負荷が大きくなり、９５％を超えると冷間
圧延が困難になる。

連続焼鈍を行う理由は、急速加熱／急速冷却を行って集
合組織を改善するためであり、バッチ焼鈍ではこのよう
な効果が得られない。また、連続焼鈍条件は通常行われ
ている条件でよいが、下記の点を考慮に入れる。まず、
焼鈍温度は６００℃未１）嘴”・で！は充分な結晶粒の
成長が得られず、１０００１℃を超えると結晶粒が過大
になり、いずれも所望の磁気特性が得られない。均熱時
間は３０秒以上が必要であり、それより短いと鋼板内の
結晶粒度が均一にならず、磁気特性にバラツキを生じる
ため、均熱時間は３０秒以上が必要である。

［実施例コ 次に、本発明方法の実施例について説明する。

第１表中に示される成分で、厚：　２３０　ｍｍ１幅：
、１０００ｍｍの連続鋳造スラブを同表中に示す熱延条
件にて板厚：２．３ｍｍまで熱間圧延を行い、続いて酸
洗後、同表中に示す条件にて熱延板焼鈍をバッチ焼鈍に
て実施した。その後、板厚：０．５ｍｍまで冷間圧延し
、同表中の条件にて連続焼鈍を行った。その時の磁気特
性として、同表中に鉄損値ｗ　１１５／Ｂ（１と、磁束
密度Ｂ６ｏの測定結果を示し、さらに鋼板表面のりジン
グ発生状況の有無を調べた結果を実施例１＃４として示
した。

さらに本、発明方法の別の実施例として、第１表中に示
されるように実施例１と同じ成分で、厚：２３　Ｏｍｍ
ｘ幅：１０００ｍｍの連続鋳造スラブを加熱後、スラブ
厚：１５０ｍｍまで粗圧延した後、１２００℃まで再加
熱を行い、続いて同表中に示すように上述の実施例と同
じ条件および同様の製造工程により電磁鋼板を製造した
後、同様に鉄損値Ｗｔ６／１５０と、磁束密度Ｂｏｏの
測定結果およびリジング発生状況の有無を調べた結果を
実施例５〜８として示した。

また、同様に比較例として本発明の成分範囲外であり、
α−γ変態を考慮していない成分系のスラブを比較例１
〜４として同表中に示す条件にて製造を行った。

（以下、余白） その結果、Ｓ１含有量が１．５％以下で熱間粗圧延を行
っていない比較例２、比較例４ではりジンクは発生して
いないが、鉄損値ＷＩＩＳ１５０がいずれも５　（Ｗ／
Ｋｇ）以上と非常に大きな値を示している。

また、Ｓｉ含有量が１．５％以上の比較例１、比較例３
ではりジンクが発生している。

これに対して、（Ｓｉ＋Ａｌ）とＭｎの値を適正な値に
選択した本発明の実施例１〜４ではいずれもリジングが
発生することなしに、しかも磁気特性の優れた電磁鋼板
を製造することができた。

さらに、（Ｓ　ｉ＋Ａｌ　）とＭｎの値を適正な値に選
択したことに加え、熱間粗圧延を行った後、再加熱した
本発明の実施例５〜８も同様に、リジングが発生するこ
となしに、しかも磁気特性の優れた電磁鋼板を製造する
ことができた。

［発明の効果コ 以上述べた如く、本発明によれば（Ｓｉ＋Ａｌ）とＭｎ
の値を適正な値にすることにより、α−γ変態を利用す
ることに加え、熱間粗圧延を行った後、再加熱して熱間
圧延を続けて行うことにより、リジングが発生すること
なしに、比較的に低温での熱延板焼鈍にてエネルギー原
単位、生産性を悪化させることなく、磁気特性の優れた
電磁鋼板を製造することができる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ≦０．０１％、（Ｓｉ＋Ａｌ）：１．６５〜２
   ．４％、Ｓ≦０．００６％、Ｍｎ≦２．０％でかつ、（
   Ｓｉ＋Ａｌ）−０．５Ｍｎ：１．４〜１．６％を満足す
   る成分を含有する鋼片を加熱後、７００℃〜Ａ＿１変態
   点の仕上げ温度で熱間圧延し、６００℃以下の巻取温度
   で巻取り、酸洗前あるいは酸洗後に６００〜７５０℃の
   熱延板焼鈍を行った後に所望の板厚まで冷間圧延し、通
   常の条件で連続焼鈍を行うことを特徴とする、磁気特性
   の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
2. （２）Ｃ≦０．０１％、（Ｓｉ＋Ａｌ）：１．６５〜２
   ．４％、Ｓ≦０．００６％、Ｍｎ≦２．０％でかつ、（
   Ｓｉ＋Ａｌ）−０．５Ｍｎ：１．４〜１．６％を満足す
   る成分を含有する鋼片を加熱後、１，０００〜１，２０
   ０℃の温度で圧下率：１０％以上の粗圧延を行い、その
   後再び加熱を行い、７００℃〜Ａ＿１変態点の仕上げ温
   度で熱間圧延し、６００℃以下の巻取温度で巻取り、酸
   洗前あるいは酸洗後に６００〜７５０℃の熱延板焼鈍を
   行った後に所望の板厚まで冷間圧延し、通常の条件で連
   続焼鈍を行うことを特徴とする、磁気特性の優れた無方
   向性電磁鋼板の製造方法。