JPH05302122A - 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】 【目的】 板厚０．１０〜０．２５mmの薄手高磁束密度
一方向性電磁鋼板を製造する。 【構成】 ＳＬプロセスにおいて０．２５mm以下、中で
も０．１４mm以下の薄物の製造においては熱延板板厚の
制約をうけ最終圧延率の適正化が難しくなり高Ｂが得ら
れなくなる。これを解決するため熱延板を１０〜５０％
の予備冷延を行い薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造を可能とするものである。 【効果】 板厚０．１４mm，０．１２mmの薄物において
Ｂ₈ ：１．９４〜１．９５Ｔの高磁束密度鋼板が得られ
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は電気機器の鉄心に用いら
れる一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもので、これ
により鉄損の低い一方向性電磁鋼板の製造を可能にする
ものである。

【０００２】

【従来の技術】一方向性珪素鋼板は鋼板面が｛１１０｝
面で、圧延方向が〈１００〉軸を有するいわゆるゴス方
位（ミラー指数で｛１１０｝〈００１〉方位を表わす）
を持つ結晶粒から構成されており、軟磁性材料として変
圧器及び発電機用の鉄心に使用される。この鋼板は磁気
特性として磁化特性と鉄損特性が良好でなければならな
い。

【０００３】磁化特性の良否はかけられた一定の磁場中
で鉄心内に誘起される磁束密度の高低で決まり、磁束密
度の高い製品では鉄心を小型化できる。磁束密度の高さ
は鋼板結晶粒の方位を｛１１０｝〈００１〉に高度に揃
えることによって達成できる。

【０００４】鉄損は鉄心に所定の交流磁場を与えた場合
に熱エネルギーとして消費される電力損失であり、その
良否に対して磁束密度、板厚、不純物量、比抵抗、結晶
粒の大きさ等が影響する。

【０００５】磁束密度の高い鋼板は電気機器の鉄心を小
さくでき、また鉄損も少なくなるので望ましく、当該技
術分野ではできる限り磁束密度の高い製品を安いコスト
で製造する方法の開発が課題である。

【０００６】ところで現在、工業生産されている代表的
な一方向性珪素鋼板製造方法として３種類あるが、各々
については長所・短所がある。第一の技術はＭ．Ｆ Ｌ
ｉｔｔｍａｎｎによる特公昭３０−３６５１号公報に示
されたＭｎＳを用いた二回冷延工程であり、得られる二
次再結晶粒は安定して発達するが、高い磁束密度が得ら
れない。第二の技術は田口等による特公昭４０−１５６
４４号公報に示されたＡｌＮ＋ＭｎＳを用いた最終冷延
を８０％以上の強圧下率とするプロセスであり、高い磁
束密度は得られるが、工業生産に際しては製造条件の厳
密なコントロールが要求される。第三の技術は今中等に
よる特公昭５１−１３４６９号公報に示されたＭｎＳ
（及び／又はＭｎＳｅ）＋Ｓｂを含有する珪素鋼を二回
冷延工程によって製造するプロセスであり、比較的に高
い磁束密度は得られている。

【０００７】上記３種類の技術においては共通して次の
ような問題がある。すなわち、上記技術はいずれもが析
出物を微細、均一に制御する技術として熱延に先立つス
ラブ加熱温度を、第一の技術では１２６０℃以上、第二
の技術では特開昭４８−５１８５２号公報に示すように
素材Ｓｉ量によるが３％Ｓｉの場合で１３５０℃、第三
の技術では特開昭５１−２０７１６号公報に示されるよ
うに１２３０℃以上、高い磁束密度の得られた実施例で
は１３２０℃といった極めて高い温度にすることによっ
て粗大に存在する析出物を一旦固溶させ、その後の熱延
中、あるいは熱処理中に析出させている。

【０００８】スラブ加熱温度を上げることはスラブ加熱
時の使用エネルギーの増大、ノロの発生による歩留り低
下及び加熱炉補修費の増大ならびに加熱炉補修頻度の増
大に起因する設備稼動率の低下、さらには特公昭５７−
４１５２６号公報に示されるように線状二次再結晶不良
が発生するために連続鋳造スラブが使用できないという
問題がある。

【０００９】しかしこのようなコスト上の問題以上に重
要なことは、鉄損向上のためにＳｉを多く、成品板厚を
薄く、といった手段を採るとこの線状二次再結晶不良の
発生が増大し、高温スラブ加熱法を前提にした技術では
将来の鉄損向上に希望を持てない。

【００１０】これに対し特開昭６２−４０３１５号公報
或いは特願平１−９１９５６号に開示されている技術、
即ち二次再結晶に必要なインヒビターは、脱炭焼鈍（一
次再結晶）完了以降から仕上げ焼鈍における二次再結晶
発現以前までに造り込むものがある。その手段として
は、鋼中にＮを侵入させることによって、インヒビター
として機能する（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成させる。

【００１１】鋼中にＮを侵入させる手段としては、従来
技術で提案されているように仕上げ焼鈍昇温過程での雰
囲気ガスからのＮの侵入を利用するか、脱炭焼鈍後段領
域あるいは脱炭焼鈍完了後のストリップを連続ラインで
ＮＨ₃ 等の窒化源となる雰囲気ガスを用いて行う。

【００１２】この技術では鋼中のＳを少なくししかもス
ラブ加熱温度を１２００℃以下と低くすることが可能な
ため高Ｓｉ化、製品板厚の薄手化を可能にした。しか
し、板厚を薄くしていくと適正冷延率を確保する上で熱
延板の板厚を薄くする必要がある。工場規模においては
熱延板の板の板厚を薄くすることにも限界があるため薄
手製品の高磁束密度化、低鉄損化に限界を来していた。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明は電磁鋼のスラ
ブ加熱温度が１２００℃と低いため高温スラブ加熱に起
因する生産性の低下、設備のメンテナンス、コストの上
昇等の問題点を解決し、材質的には高Ｓｉ化、薄手化を
可能にし磁気特性の優れた薄手一方向性電磁鋼板を安定
して生産し得る製造方法を提案することを目的とするも
のである。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、重量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０７５％、Ｓ
ｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、
Ｓ≦０．０１５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０
５０％、Ｎ≦０．０１０％、Ｓｎ：０．０２〜０．１５
％、Ｃｒ：０．０３〜０．２０％を含有し、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１２００℃以
下の温度に加熱した後、熱間圧延し、酸洗し、１０〜５
０％の冷延率で予備圧延を行った後、焼鈍し次いで８０
％以上の冷延率で冷間圧延を施して最終板厚とし、次い
で脱炭焼鈍、窒化処理を行うが、脱炭焼鈍後の一次再結
晶粒の平均粒径を１５μｍ〜３０μｍに調整し、鋼板の
〔Ｎ〕量を１３ｄ−２５≧〔Ｎ〕≧４６ｄ−１０３０
（ｄ：一次再結晶粒の平均粒径μｍ、〔Ｎ〕量の下限：
１２０ppm)の関係が満たされる条件下に窒化量を制御し
た後焼鈍分離材を塗布し、高温仕上げ焼鈍を施すことを
特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方
法にある。

【００１５】以下に本発明を詳細に説明する。本発明に
おいて、出発材料とする電磁鋼スラブの成分組成の限定
理由は、以下の通りである。Ｃは、その含有量が０．０
１０％未満になると、二次再結晶が不安定となりかつ、
二次再結晶した場合でも製品の磁束密度（Ｂ₁₀値）が
１．８０Tesla と低いものとなる。一方、Ｃの含有量が
０．０７５％を超えて多くなり過ぎると、脱炭焼鈍時間
が長大なものとなり、生産性を著しく損なう。好ましく
は０．０３〜０．０６％がよい。

【００１６】Ｓｉは、その含有量が２．５％未満になる
と低鉄損の製品を得難く、一方、Ｓｉの含有量が４．５
％を超えて多くなり過ぎると材料の冷間圧延時に、割
れ、破断が多発し、安定した冷間圧延作業を不可能にす
る。

【００１７】本発明の出発材料の成分系における特徴の
一つは、Ｓは０．０１５％以下、好ましくは０．００７
０％以下とする点にある。

【００１８】Ｓは周知の如くＭｎＳを形成し粒成長を抑
制する作用をする。本発明においては二次再結晶粒を発
現させるに必要なインヒビターは脱炭焼鈍以降で造り込
むことを特徴としており、冷間圧延以前で微細な析出物
が分散することは、一次再結晶粒径を調整して高磁束密
度を得る本発明においては好ましくない。従ってＳは
０．０１５％以下としている。またＳ量を少なくするこ
とは熱延時の耳割れの低減にも効果が大きい。

【００１９】ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成するが、
本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後に鋼を
窒化することにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せしめる
ことを必須としているから、フリーのＡｌが一定量以上
必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、０．０１
５〜０．０５０％添加する。

【００２０】Ｎは０．０１０％以下にする必要がある。
これを超えるとブリスターと呼ばれる鋼板表面の脹れが
発生する。また一次再結晶組織の調整が困難になる。下
限は０．００２０％がよい。この値未満になると二次再
結晶粒を発達させるのが困難になる。

【００２１】Ｍｎは、その含有量が少な過ぎると二次再
結晶が不安定となり、一方、多過ぎると高い磁束密度を
もつ製品を得難くなる。適正な含有量は、０．０５０〜
０．４５％である。

【００２２】ＳｎとＣｒは複合添加で仕上げ焼鈍後の被
膜形成を安定化すると同時に、Ｓｎは脱炭焼鈍後の集合
組織を改善し、ひいては二次再結晶粒を小粒化し被膜の
安定化と相俟って鉄損改善に効果が大きい。Ｓｎの適量
は０．０２〜０．１５％でありこれより少ないと効果が
弱く、一方多いと窒化が困難になり二次再結晶粒が発達
しなくなる。好ましくは０．０３〜０．０８％がよい。
Ｃｒの適量は０．０３〜０．２０％がよい。好ましくは
０．０５〜０．１５％がよい。なお、微量のＣｕ，Ｐ，
Ｔｉを鋼中に含有せしめることは、本発明の趣旨を損な
うものではない。

【００２３】次に、本発明の製造プロセスについて説明
する◎電磁鋼スラブは、転炉或は電気炉等の溶解炉で鋼
を溶製し、必要に応じて真空脱ガス処理し、次いで連続
鋳造によって或は造塊後分塊圧延することによって得ら
れる。

【００２４】加熱後、電磁鋼スラブは熱間圧延し、酸洗
し１０〜３５％の冷延率で予備圧延を行った後９００℃
以上１２００℃以下の温度で少なくとも３０秒以上の焼
鈍を行う。次いで８０％以上の冷延率で冷間圧延を行い
０．２５〜０．１０mmの薄ものにする。

【００２５】本発明においてはスラブは１２００℃以下
の低い温度に加熱される。従って、鋼中のＡｌ，Ｍｎ，
Ｓ等を不完全固溶状態としており、このままでは鋼中に
二次再結晶を発現させるための充分なＡｌＮ，（Ａｌ，
Ｓｉ）Ｎ等のインヒビターが存在しない。故に、二次再
結晶発現以前に、鋼中にＮを侵入させ、インヒビターを
形成させる必要がある。特願平１−９１９５６号では脱
炭焼鈍後半にＮＨ₃ 雰囲気中でストリップを走行させる
状態下で鋼板の窒化処理を行うことを提案した。

【００２６】本発明はこのプロセスにおいて、板厚０．
２５〜０．１０mmの薄手の材料を安定して製造する方法
を提案するもので以下の例により説明する。供試材とし
たインゴットは表１に示す成分からなっている。

【００２７】

【表１】

【００２８】これを１１５０℃に加熱し１．８mmと２．
１mmの熱延板を造った。ついで次のような予備冷延をし
た後１１００℃＋９００℃の焼鈍をし急冷却を行った。
この後酸洗し最終冷延を行った。表２にその詳細を示
す。

【００２９】

【表２】

【００３０】このような冷延条件で造った板を８３０℃
×７０sec の脱炭焼鈍を湿水素、窒素ガス中で行った
後、窒化処理を７５０℃×３０sec 雰囲気ガス（水素、
窒素、アンモニア混合ガス）中で行った。窒化後の一次
再結晶粒径はいずれの試料もほぼ２３〜２４μｍであ
り、窒素量はほぼ２２０ppm であった。この後焼鈍分離
剤を塗布し１２００℃×２０hrs の仕上げ焼鈍を行っ
た。結果を図１，図２に示す。これから明らかなように
冷延率によって磁気特性が大きく異なる。

【００３１】表３に板厚の変わった熱延板を予備冷延率
を変えて圧延した後焼鈍し、板厚０．１２mmに冷延し以
下同様な処理をした結果を示す。熱延板板厚は２．４m
m，２．０mm，１．６mmとし、成分、処理条件は前記実
験に準じて行った。この結果から予備冷延率３１％，４
５％のものが高いＢ₈ が得られ、５４％のものは低い値
となっている。以上の結果から明らかなように冷延率に
よって、磁束密度が大きく変わるが高磁束密度は予備冷
延率１０〜５０％の範囲であり、好ましくは１０〜３５
％で得られる。

【００３２】

【表３】

【００３３】一方向性電磁鋼板の二次再結晶粒は鋼板の
表面層に生成したＧｏｓｓ核が中心層を食って板を貫通
し成長することが知られている。一般に方向性の優れた
二次再結晶粒を得るには最終冷延率が適正な範囲にある
ことと、脱炭焼鈍板の表面層と中心層に集合組織に差異
がある方が好ましいことを経験的に得ている。図１，２
及び表３において、予備圧延率が低い場合は最終冷延率
が高くなり過ぎ、一次再結晶集合組織中のＧｏｓｓ核が
減少し、一方予備圧延率が高い場合は最終冷延前の鋼板
の再結晶が進み、脱炭焼鈍板において板厚方向の集合組
織の差が小さくなり、方向性の優れた二次再結晶粒が得
られがたくなっているものと考えている。このように予
備冷延率、最終冷延率の適正化により薄物製品の製造を
可能とする。

【００３４】次に窒化条件の限定理由について述べる。
本プロセスにおいては一次再結晶径を一定の大きさに調
整した後窒化することが磁気特性の優れた製品を得る上
で重要である。発明者等はこの一次再結晶径と窒化後の
〔Ｎ〕量と磁束密度の関係について次のような検討を行
った。材料成分を表４に示す。

【００３５】

【表４】

【００３６】これを１１５０℃で加熱熱延し１．８mmの
熱延板にした。これを酸洗し１．４mmに冷延した後１１
００℃×６０sec ＋９００℃×１２０sec の焼鈍をした
後、１００℃の熱湯で急冷却し、酸洗し、０．１４mmに
仕上げた。この後脱炭焼鈍の温度を変えて焼鈍し一次再
結晶粒径を１３μｍ〜３０μｍに変えた材料を準備し
た。この後７５０℃×３０sec の窒化処理をＮＨ₃ の添
加量を変えて行い鋼板の〔Ｎ〕量を１００〜３５０ppm
にした。

【００３７】ついで焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２
０hrs の仕上げ焼鈍を行った。結果を図３に示す。この
図から一次再結晶粒径（ｄμｍ）１５〜３０μｍの範囲
において〔Ｎ〕量を１３ｄ−２５＞〔Ｎ〕＞４６ｄ−１
０３０（下限１２０ppm)の関係を満たす範囲において高
いＢ₈ が得られることがわかる。

【００３８】次に窒化条件について述べる。鋼板を窒化
するための温度は、７００℃〜９００℃、好ましくは８
００℃前後である。９００℃を超えると、鋼板の集合組
織が変化し二次再結晶不良となる。窒化時間は特にこだ
わらないがインラインで鋼板を窒化することを考える場
合、３０sec 〜６０sec 程度が好ましい。雰囲気はＨ₂
或いはＨ₂ ＋Ｎ₂ にＮＨ₃ ガスを添加したものとする。
雰囲気の露点は低い（ドライ）方が好ましい。窒化処理
後の鋼板に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布す
る。この後仕上げ焼鈍を公知の方法で行う。

【００３９】

【実施例】

実施例１ Ｃ：０．０５６％、Ｓｉ：３．５％、Ｍｎ：０．１２
％、Ｓ：０．００８％、ｓｏｌＡｌ：０．０３２％、
Ｎ：０．００７８％、Ｃｒ：０．０８％を含んだ１．７
mmの熱延板を酸洗し次の条件で予備冷延した。 予備冷延板厚（mm）（冷延率％） １）なし（０） ２）１．４mm（１７．６） ３）１．２mm（２９．４） ４）０．８mm（５２．９） これを１１００℃×２．５min ＋９００℃×２min の焼
鈍をした後急冷し、酸洗し、０．１２mmに冷延した。冷
延に際しては２００℃×５min のパス間エージングを行
った。次いで脱炭焼鈍を８３０℃×７０sec 、雰囲気ガ
スＨ₂ ：７５％、Ｎ₂ ：２５％ｗｅｔ：６０℃で行っ
た。

【００４０】この後窒化処理を７５０℃×３０sec ，Ｈ
₂ ：７５％，Ｎ₂ ：２５％ｄｒｙ雰囲気中で行い〔Ｎ〕
量をほぼ１１０ppm ，１８０ppm ，２４０ppm に調整し
た。なお一次再結晶粒径はほぼ２２μｍであった。この
後ＭｇＯとＴｉＯ₂ を主成分とするスラリーを塗布乾燥
し１２００℃×２０hrs の仕上げ焼鈍を行った。磁気特
性を表５に示す。

【００４１】

【表５】

【００４２】製品板厚が非常に薄く０．１２mmになって
も本発明の範囲において高Ｂが得られることがわかる。

【００４３】実施例２ Ｃ：０．０５４％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．１０
％、Ｓ：０．００６％、ｓｏｌＡｌ：０．０３０％、
Ｎ：０．００７５％、Ｓｎ：０．０７％、Ｃｒ：０．１
２％を含んだスラブを１１５０℃に加熱、熱延し板厚
２．５mm，２．０mm，１．８mmの熱延板を造った。この
熱延板を酸洗し表６の条件で予備冷延した。

【表６】

【００４４】これを１１００℃×２．５min ＋９００℃
×２min の焼鈍をした後急冷し、酸洗し、０．１５mmに
冷延した。冷延に際しては２００℃×５min のパス間エ
ージングを行った。次いで脱炭焼鈍を８３５℃×７０se
c 、雰囲気ガスＨ₂ ：７５％，Ｎ₂ ：２５％ｗｅｔ：６
０℃で行った。

【００４５】この後窒化処理を７５０℃×３０sec ，Ｈ
₂ ：７５％，Ｎ₂ ：２５％ｄｒｙ雰囲気中で行い〔Ｎ〕
量をほぼ２００ppm に調整した。なお一次再結晶粒径は
ほぼ２３μｍであった。この後ＭｇＯとＴｉＯ₂ を主成
分とするスラリーを塗布乾燥し１２００℃×２０hrs の
仕上げ焼鈍を行った。磁気特性を表７に示す。

【００４６】

【表７】

【００４７】予備圧延率が５２％と高い試料No．１）で
は高Ｂが得られず、本発明の範囲にある試料No．２），
３）において高Ｂが得られた。

【００４８】

【発明の効果】本発明により板厚０．１４mm，０．１２
mmの薄手材において、Ｂ₈ １．９４〜１．９５Ｔの高磁
束密度の一方向性電磁鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】一次圧延率（二次圧延率）と磁束密度（Ｂ₈ ）
の関係（熱延板厚み１．８mm）の図表である。

【図２】一次圧延率（二次圧延率）と磁束密度（Ｂ₈ ）
の関係（熱延板厚み２．１mm）の図表である。

【図３】一次再結晶粒径と〔Ｎ〕量と磁束密度（Ｂ₈ ）
の関係の図表である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 原谷 勤 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製 鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 牛神 義行 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０１０〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 Ｓ≦０．０１５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、 Ｎ≦０．０１０％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１
   ２００℃以下の温度に加熱した後、熱延し、１０〜５０
   ％の冷延率で予備冷延を行った後、焼鈍しついで８０％
   以上の冷延率で最終冷延を行い０．１０〜０．２５mmの
   板厚とした後、脱炭焼鈍、窒化処理、仕上げ焼鈍をする
   ことを特徴とする薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
   造方法。
2. 【請求項２】 重量比でＳｎ：０．０２〜０．１５％、
   Ｃｒ：０．０３〜０．２０％を含有することを特徴とす
   る請求項１記載の薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
   造方法。
3. 【請求項３】 脱炭焼鈍後の一次再結晶粒径ｄ（μｍ）
   を１５〜３０μｍの範囲に調整した後、窒化により鋼板
   の〔Ｎ〕量を１３ｄ−２５≧〔Ｎ〕≧４６ｄ−１０３０
   の範囲とし、かつ下限を１２０ppm とすることを特徴と
   する請求項１又は２記載の薄手高磁束密度一方向性電磁
   鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 仕上げ焼鈍後の磁束密度がＢ₈ ≧１．９
   ０Ｔであることを特徴とする請求項１又は２又は３記載
   の薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。