JPH02182829A - 表面性状に優れ、且つ磁気特性の良好な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、電磁鋼板成品板のりジンクを消失せしめ、且
つ磁束密度の高い無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） 電磁鋼板は、その用途として電動機、変圧器等の鉄芯と
して積層されることが多く、優れた電磁特性を有する事
は勿論、その他占積率、層間抵抗等が大きく影響する表
面性状も優れていることが要求される。

無方向性電磁鋼板の製造にあたっては、優れた磁気特性
を得、しかも成品収率が向上する方法として、近年連続
鋳造法が多く採用されている。この連続鋳造法を利用す
ると、Ｃ，Ｓｔ等の偏析が少なく、均質な鋳片を製造す
る上で優れた製法である。又、従来の造塊法に比べ極め
て歩留が向上することは、周知の事実として知られてい
る。

ところがＳｌを１．０％以上含有する高珪素鋼板では、
最終成品にリジングとよばれる波状欠陥が発生し、これ
らは単に外観を悪くするだけでなく、積層した場合め占
積率を低下させ、実質的に成品から造られるモーターや
変圧器の特性を悪くする為、問題となっている。

このリジング発生機構については、組成の異なる相がバ
ンドを形成し、これに起因して起こる説、圧延に伴う集
合組織が関係しているという説等色々考えられていたが
、近年リジングの現出は集合組織以外の因子、すなわち
連続鋳造によって得られた鋳片の粗大柱状晶に起因して
いるという考え方が正当化されているようである。

この点については、本発明者等の長年にわたる研究から
も明らかにされており、鋳片の粗大柱状晶が熱延板に延
伸粒として多く残存すると、最終成品におけるリジング
は大きいという結果を得ている。

リジングを防止する方法として、これまでいろいろ考え
られているが、その基本的考え方は、（１）鋳片の柱状
晶率を減少させる（結晶粒微細化元素Ｎｂ等の添加、低
温鋳造、電磁攪拌中での鋳造等）こと。（２）発生した
粗大柱状晶を微細に再結晶させる（γ〜α変態の有効利
用、分塊圧延等）こと。（３）製造工程の中に焼鈍工程
を追加し、延伸粒組織を微細粒に再結晶させることであ
り、具体的方法を示すならば、特許第１１０２４７９号
に示される方法である。

その内容は連続鋳造された鋳片を１０００℃−１２００
℃に加熱した後、粗圧延仕上圧延を行って熱延板とする
場合に、粗最終パスを９００℃以上で、且つ、５０％以
上の強圧下圧延で終了し、続く仕・上圧延を８５０℃〜
７２０℃の低温領域で終えることによって、板厚方向に
均一な歪エネルギーを熱延板に蓄積し、その後の熱延板
焼鈍、又は中間焼鈍といった最終焼鈍以前の焼鈍におい
て、この歪エネルギーを再結晶駆動力として利用しよう
とするものである。

一般的に、Ｓｌが１．０％〜３．０％のＭｉｄ−５ｔグ
レードの無方向性電磁鋼板は、要求鉄損レベルが厳しく
、又磁束密度の多価い材料が要求されており、このため
最終焼鈍以前に１回〜２回の焼鈍工程を付加し、鋼板の
再結晶化処理を強制的に行わせ、最終成品でのりジンク
のない、且つ高い磁束密度の無方向性電磁鋼板が造り出
されている。

（発明が解決しようとする課題） しかし、最近の周辺技術の向上に従い、最終焼鈍以前に
行う焼鈍工程のみにたよらず、低鉄損で且つ高磁束密度
の磁気特性を引き出す方法の検討が始まっている。

こういった背景の中、低コスト化への要求も厳しく、こ
の焼鈍工程を省略した製造工程が、今後の主流となる事
はまちがいのない状況となってきている。

ところが、この焼鈍工程を省略すると鋼板中の組織の再
結晶化が寸分得られず、成品でのりジンクの多発、磁束
密度の低下等の問題が起こってきているのが現状である
。

本発明は、上記、最終焼鈍工程以前の焼鈍工程のない製
造工程のなかで、最終成品のりジンクの発生を消滅せし
め、且つ、良好な磁束密度を得ることを可能とした製造
技術を提供するものである。

（課題を解決するための手段） 本発明は重量比でＣ：　０．０２％以下、Ｓ　Ｉ：１．
０〜３．０％、Ｍｎ：　０．１〜１．０％、Ａ、Ｑ　：
１．０％以下及び残部をＦｅとその他の不可避不純物よ
りなる溶鋼から、得られた連続鋳造鋳片を、１０００〜
１２５０℃の温度に加熱した後、粗圧延、仕上圧延を行
って熱延板とし、以降常法に従って一回の冷延と最終焼
鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造法において、上記、粗
圧延開始から仕上圧延開始までの処理時間を、（１）式
Ｘ秒以上とし続く仕上圧延を７５０℃〜９００℃の高温
領域で終えることを特徴とする表面性状に優れ、且つ磁
気特性の良好な無方向性電磁鋼板を製造する方法である
。

Ｘ（秒）−［１３０−鋳片等軸晶率（％）〕……（１）
式更に本発明はＣ：　０．０２％以下、Ｓｌ：１．０〜
３．０％、Ｍｎ：　０．１−１．０％、Ａｆｌ：１．０
％以下を含み、且ツＢ　：　０．０００３〜０．００５
０％を含有し残部をＦｅとその他の不可避不純物よりな
る溶鋼から得られた連続鋳造鋳片を用いる表面性状に優
れ、且つ磁気特性の良好な無方向性電磁鋼板を製造する
方法である。

以下本発明の詳細な説明する。

第１図は鋳片等軸晶率の算出方法を示したものである。

第２図写真Ａ、Ｂは粗圧延を終了した仕上圧延前バーの
金相写真（Ｌ断面）を示したもので、鋳片等軸晶率３０
％のものを出発素材とし、粗圧延開始から仕上圧延開始
までの時間は、写真Ａが８０秒、写真Ｂが１０５秒の場
合である。

この写真Ａにみられるとおり、粗圧延開始から仕上圧延
開始までの時間が８０秒と短いものは、バー厚の中心付
近に微細に結晶化した組織が板厚の約４０％程度の領域
に存在し、残りの部分の大半には鋳片組織でみられた柱
状晶組織が、そのまま圧延中に延ばされて残ったと考え
られる延伸粒が観察される。

この延伸粒が、成品まで残るとりジンクとなることは、
すでに多くの文献で説明されており、公知の事実である
。

これに対して写真Ｂに示した如く、粗圧延開始から仕上
圧延開始までの時間を１０５秒としたものは、バー厚の
ほぼ全厚にわたって、微細に結晶化した組織が広がって
いることがわかる。

このような一定の等軸晶率に対して、粗圧延開始から仕
上圧延開始までの時間を増減することに゛よって、延伸
粒の残存比率を制御できることを見い出したわけである
。

この現象は、次のようなメタラジ−で起こると考えられ
る。

Ｓｌを１．０％から３．０％含有する極低炭素鋼は、９
００℃付近に変態点を持っている。そしてこれらの材料
は、磁気特性の重要な要素である磁束密度を高めるため
に、仕上圧延温度を７５０℃〜９００℃の間で行わせる
必要があり、このためには、粗圧延温度を９００℃〜１
１００℃の温度領域で行わせる必要がある。

つまりこの粗圧延温度領域は、変態域に突入していく領
域にあり、微細に結晶化し易い領域と言うことが出来よ
う。しかしこの温度領域に制御するだけでは、バー厚全
厚から、延伸粒を消滅させることは不可能であった。又
これ以上の低温側に粗圧延温度を低下すると、仕上温度
が７５０℃から９００℃に確保出来ない問題もある。

すなわち、９００℃から１１００℃の温度領域で鋳片か
らバー厚までの大圧下量をかけ、数回におよぶバス圧延
の間に、粗圧延での圧下による歪エネルギーを核として
起こる延伸粒の破砕現象を、バス間毎の時間を成る値よ
りも大きく持つことによって積極的に行わせ、これによ
り仕上圧延前のバー厚状態で、全厚にわたって延伸粒を
消滅させることが可能となるわけである。

第３図は、鋳片等軸晶率が３０％の鋳片に対して、粗圧
延開始から仕上圧延開始までの時間を広範囲にとり、そ
の時間と成品リジング評点との関係を示したものである
。

このリジング評点とは最終成品のＣ断面の表面の凹凸の
ギャップ量をμ単位で読み取ったもので、Ａ：く４μ、
Ｂ　：４．０〜５，４μ、Ｃ：５．５〜６．９μ、Ｄ＝
＞６．９μと判定したものであり、需要家との長年の経
験から、Ｂまでを出荷可能としている。

本例において合格評点Ａ、Ｂを得ようとすれば、粗圧延
開始から仕上圧延開始までの時間を１００秒必要とする
ことがわかる。

次にこの粗圧延開始から仕上圧延開始までの時間による
延伸粒の破砕効果が鋳片の等軸晶率にどう影響されるか
を第４図に示す。

第４図にみられるとおり、鋳片の等軸晶率の高いものは
短い時間で、そして低いものは長い時間を必要としてく
る事がわかる。これは成品リジングを発生させる延伸粒
が、鋳片段階での柱状晶の度合いに比例しており、この
部分が少なければ、それだけ粗圧延開始から仕上圧延開
始までの時間による延伸粒の破砕効果が少なくてすむこ
とを意味しているわけである。

本発明者らは、この鋳片等軸晶率と、粗圧延開始時間か
ら仕上圧延開始までの時間と成品リジングとの間に、あ
る関係があることを見出したわけである。そしてこの関
係を実験結果をもとに数式にしたものが（１）式である
。

Ｘ（秒）−（１３０−鋳片等軸晶率（％）〕……（１）
式つまり、鋳片の等軸晶率が０％の時は、この粗圧延開
始から仕上圧延開始までの時間を１３０秒以上にするこ
とで、成品のりジンク評点をＢ以下の良好なものにする
ことが可能であり、又、鋳片の等軸品率が７０％の時は
、この粗圧延開始から仕上圧延開始までの時間を６０秒
以上にすることで、成品のりジンク評点をＢ以下の良好
なものにすることが可能である。

このように、　（１）式を満足するＸ秒以上の粗圧延開
始から仕上圧延開始までの時間を確保することで、成品
のりジンクの発生を防止できるわけである。

実際に得られる鋳片の等軸品率は、電磁攪拌装置の普及
および鋳造温度制御技術の向上によって、現在Ｏ％から
１００％まで可能であるが、鋳造の安定性、設備コスト
の関係から、実際には０％から７０％までの範囲で製造
されている。

次に、仕上温度と磁束密度との関係を第５図に示す。

第５図にみられるとおり、熱延板焼鈍を組み込んでいる
工程においては、仕上温度による磁束密度への影響はみ
られないが、熱延板焼鈍、又は最終焼鈍以前に焼鈍を行
わない場合は、この仕上温度と磁束密度との間には相関
関係が見られ、仕上温度が低下する程、磁束密度は劣化
する。

この材料は、９００℃前後に変態点をもっており、９０
０℃を境に低温域ではα相となっている。このα相の内
では、極力高温で保持される時間を長く保つことによっ
て、磁束密度を向上させる方位が鋼板中に増加していく
。

すなわち、仕上温度を７５０℃から９００℃の高温域で
処理することによって、熱延板の方位をつかさどる集合
組織を改善し、熱延板焼鈍の省略を可能とせしめたわけ
である。

ここで、仕上温度の上限を９００℃に限定したが、この
範囲内で極力高い温度が磁束密度に対して良いことは言
うまでもない。

次に本発明における構成要件の限定理由についてのべる
。

珪素鋼中のＣ量が０６０２％を超えると、成品でのＣｉ
ｌを低減させるために長時間の脱炭焼鈍工程が必要とな
り、著しく生産性を悪化させるばかりでなく、磁気特性
を悪化させる為、本発明においては鋼中Ｃｉｌを０．０
２％に限定した。

５ｌｊｔについては、所要の鉄損であるＷ１５１５０で
＜４．８Ｗ／ｋｇを目標としており、Ｓｌの下限値を、
１．０％以上とした。一方、上限値については、通板性
を考慮し、３．０％とした。

Ｍｎについては、鋼板の硬度を増加させ、打抜き性を改
善する５ため添加するが、上限値の１．０％は経済的理
由によるものである。又、下限値については、その効力
が少なくなる０、１％とした。

Ａｌについても、珪素鋼の固有抵抗増加による鉄損向上
のために添加する元素であるが、添加しすぎると板の冷
延性を阻害することと、経済的理由によるもので、上限
値を１．０％とした。

また、むしろ析出分散相として、粒成長を阻害するＡｇ
Ｎの析出を防止し、鉄損を改善させる材料の場合は、Ａ
ｌをＴ「にして製造しており、どちらのケースにも応用
可能な技術である為０、範囲を１．０％以下とした。

鉄損を出す為には、焼鈍工程での１次粒成長を利用して
成品の結晶粒径を２０〜１００μまでに大きくして、所
定の鉄損を出すわけであるが、加熱温度が高いとＭｎＳ
、ＡｆｆＮ等の析出分散相が溶体化し、熱延工程で析出
し、上記焼鈍工程での１次粒成長を阻害して、磁性不良
となる。

そこで加熱炉温度は上限値を１２５０℃に限定した。

下限値については、圧延荷重の能力から１０００℃とし
た。

本発明は、熱延板となった以降、最終焼鈍工程以前に焼
鈍工程を含まない製造工程のものに限定したが、このよ
うな焼鈍工程を一部省略した方法では、所定の磁束密度
が出にくいため、磁束密度が出やすい温度領域を限定し
た。

７５０℃未満では十分な磁束密が得られない。また９０
０℃超では、仕上圧延機内でａ域とγ域との２層域圧延
となり、極めて圧延性が悪化すること、及び磁束密が飽
和してしまうことにより、上限温度を９００℃とした。

析出分散相であるＡＩＮは、成品の粒成長を著しく阻害
することは周知の事実であるが、これを防ぐためにはＮ
と親和力の強いＢを添加し、鋼中にＢＮを生成させ、ｉ
と反応するＮを取り除く。

本発明は、これらＢ添加の効果を発揮させるため、Ｂの
範囲を０．０００３％から０．００５０％とした。下限
の０．０００３％未満となると、上記Ｂ添加の効果が発
揮されなくなり、又、上限の０．００５０％については
経済的理由によるものである。

（実施例１） 重量比でＣ：　０．００２５％、Ｓ　ｉ：１．５％、Ｍ
ｎ：０．２５％、Ｐ　：　０．０２％、ｓ　：ｏ、ｏｏ
ａ％、５ｏ１１．Ａｆｌ　：　０．３３％で、残部を鉄
及び不可避不純物よりなる溶鋼を、湾曲型連続鋳造機に
て鋳造し、２５０ｍ＋＊厚の鋳片を鋳造した。この鋳片
を出発素材に、１１００℃の温度に加熱した後、粗圧延
開始から仕上圧延開始までの時間を第１表に示すように
変更した。

特に、鋳片については、電磁攪拌装置を使用し、鋳片内
部の等軸品比率を変化させ、熱延条件との相関関係を評
価してみた（１０％以上は鋳片電磁攪拌装置を使用した
）。

鋳片の等軸晶率、熱延条件、熱延以降通板条件、成品の
りジンク、磁気特性結果、総合判定を同じく第１表に示
す。

比較例１は、鋳片等軸晶率を０から７０％に変化させた
ものを出発材料として粗圧延開始から仕上圧延開始まで
の時間を第１表に示すように、（１）式より算出される
値よりも少なくしたものの結果であるが、みられるとお
りいずれの等軸品のものも、成品で問題となる評点Ｃ以
上のりジンクが発生している。

尚、磁束密度については、本発明の温度範囲で仕上圧延
を実施しており良好な結果が得られた。

（実施例２） ｆｉｆｆｔ比でＣ：　０．００２５％、Ｓ　１：１．５
％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ　：　０．０２％、Ｓ　：０
．００３％、ｓｏｌ、Ａｆｌ　：　０．０３％、Ｂ　：
　０．００２０％で、残部を鉄及び不可避不純物よりな
る溶鋼を湾曲型連続鋳造機にて鋳造し、２５０ｍｍ厚の
鋳片を鋳造した。この鋳片を出発素材に、内部の等軸晶
比率を変化させ、熱延条件との相関関係を評価してみた
（１０％以上は鋳片電磁攪拌装置を使用した）。

鋳片の等軸晶率、熱延条件、熱延以降通板条件、成品の
りジンク、磁気特性結果、総合判定を同じく第２表に示
す。

を満足する時間に制御し、特に仕上圧延温度を７００℃
から１０００℃間で変化させた。

鋳片については、電磁攪拌装置を使用し、鋳片比較例２
は、鋳片の等軸品率を０から５０％に水準を振り、各々
の鋳片の等軸品率の値から、（１）式を満足する粗圧延
開始から仕上圧延開始までの時間を確保した上で、仕上
圧延温度を７５０℃以下のものと、９００℃以上の領域
に水準を振り、実験を行った結果を示す。

第２表にみられるとおり７５０℃以下の場合は磁束密度
が著しく低下している。。また、９００℃以上の場合に
は、磁束密度は良好材と同等レベルのものが得られるも
のの、仕上圧延の通板性が、二相域圧延となって不安定
となった。

尚、成品のりジンクは比較材も評点Ａの良好なものが得
られた。

また、Ｂ添加によって５ａｊ２．　Ａ　（ｌ値を低下さ
せてもＡ、ＱＮの有害性を防止でき、実施例１よりも良
好な鉄損が得られている。

（発明の効果） 以上述べたようにこの発明によれば、熱延工程の粗圧延
開始から仕上圧延開始までの時間を、鋳片の等軸品比率
にみあって適切に制御することと、これに続く仕上圧延
温度を７５０℃から９（１０℃の範囲に制御することに
よって、成品でのりジンクの発生のない、且つ磁束密度
の良好な無方向性電磁鋼板の製造を実現できる。

【図面の簡単な説明】

ｍ１図は、鋳片Ｃ断面をパフ研磨し、その後マクロエッ
チしたものの鋳片内部組織を観察し、等軸晶と柱状晶の
厚み比率から等軸晶比率を算出する方法を示す模式図、
第２図は、鋳片等軸晶率が３０％のものを出発材料とし
て、圧延開始までの時間を８０秒（写真Ａ）と１０５秒
（写真Ｂ）の２水準に振り、各々の仕上圧延前のバー厚
の状態でＬ断面のマクロエッチを行った顕微鏡写真、第
３図は、鋳片等軸晶率が３０％のものを出発材料として
、粗圧延開始から仕上圧延開始までの時間を８０秒から
１１５秒の間で水準を振った時の、最終成品でのりジン
ク評点付けしたものの散布図表、第４図は、製鋼で鋳片
等軸晶率を０％から７０％までに水準を振り、熱延では
粗圧延開始から仕上圧延開始までの時間を５０秒から１
３５秒までの間で水準を振り各々の材料の最終成品での
りジンク評点付けしたものの散布図表、第５図は、仕上
圧延温度を７００℃から９６０℃までの間で水準を振り
、得られた熱延板を熱延板焼鈍の有無に別けて最終成品
まで通板した時の磁束密度と仕上圧延温度との関係を示
した図表である。 第１図 第３図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量比で Ｃ：０．０２％以下 Ｓｉ：１．０〜３．０％ Ｍｎ：０．１〜１．０％ Ａｌ：１．０％以下 残部をＦｅとその他の不可避不純物よりなる溶鋼から得
   られた連続鋳造鋳片を、１０００〜１２５０℃の温度に
   加熱した後、粗圧延、仕上圧延を行って熱延板とし、以
   降常法に従って一回の冷延と最終焼鈍を行う無方向性電
   磁鋼板の製造法において、上記粗圧延開始から仕上圧延
   開始までの処理時間を、（１）式Ｘ秒以上とし、続く仕
   上圧延を７５０℃〜９００℃の高温領域で終えることを
   特徴とする表面性状に優れ、且つ磁気特性の良好な無方
   向性電磁鋼板を製造する方法。 Ｘ（秒）＝〔１３０−鋳片等軸晶率（％）〕……（１）
   式２、重量比で Ｃ：０．０２％以下 Ｓｉ：１．０〜３．０％ Ｍｎ：０．１〜１．０％ Ａｌ：１．０％以下 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％ 残部をＦｅとその他の不可避不純物よりなる溶鋼から得
   られた連続鋳造鋳片を用いる請求項１記載の表面性状に
   優れ、且つ磁気特性の良好な無方向性電磁鋼板を製造す
   る方法。