JPS5831367B2 - 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼帯の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼帯の製造方
法に関し、特に本発明は、磁束密度が極めて高く、鉄損
の低いフルプロセスあるいはセミプロセス無方向性電磁
鋼帯の製造方法に関するものである。

無方向性電磁鋼帯には磁気特性レベルによって各種のグ
レードがあり、それらの磁気特性に応じて、大型、中型
回転機、汎用モーター、家電用モーター、変圧器、安定
器等の鉄心材料として用いられる。

近年エネルギー節減のため各種電気機器の効率向上ある
いは小型化のため使用される電磁鋼帯の磁性の向上が益
々必要となってきた。

とくに小型モーター安定器等家電用電気機器鉄心材料で
は銅損の低減のため磁束密度が高く、かつ鉄損も低い電
磁鋼帯の開発が強く要求されている。

ところで古くから電磁鋼板の鉄損を低くするためには冷
間圧延前の素材の結晶粒径を大きくすることが有利とさ
れている。

このために従来より、熱間圧延された熱延鋼帯を箱焼鈍
する方法がとられることがあった。

たとえば米国特許第２、３ ５ ８，７ ８ ８号によ
れば、熱間圧延された珪素鋼板（帯）に臨界歪の導入を
はかる冷間加工を施し、ついで箱焼鈍を行なって、結晶
粒を粗大化させ、ついで通常の冷間圧延、焼鈍により鉄
損の低い製品を得る方法が開示されている。

また特公昭４０−４１３９号によれば、添加珪素を含ま
すＣ０．１５％以下、Ｍｎ０．７５％以下、ＰＯ、０７
５％乃至０．５０％以下、ＳＯ．０２５％以下、ＮＯ．
００４％以下、残部鉄から成る鋼を熱間圧延し、この熱
間圧延板を７３２゜Ｃ以上で焼鈍することを含む鉄損の
低い電気鋼板を製造する方法が開示されている。

また特公昭４２−１１１３９号によればＰｏ．１５多以
下、ＳｉＯ．１％以下の鋼にＣ０．０５％乃至ｏ．ｉ斜
、Ｍｎ ０． １ ５φ乃至１％を含有させ、熱間圧延
して６２０℃より高くない温度で捲回し、その中に微細
に分散したカーバイドを生じせしめ、酸洗いした熱間圧
延材料を６７５℃乃至８７０℃の温度で脱炭焼鈍してそ
の中の炭素を０．００５％以下に脱炭し、相の変化によ
り柱状粒子を生成せしめ、ついで４０乃至８０％の冷間
圧延を行ない鉄損の低い鉄磁性材料を製造する方法が提
案されている。

上述の米国特許第２，３５８，７８８号は熱間圧延した
珪素鋼に、つぎの焼鈍にて結晶粒が粗大化するための臨
界歪を導入する冷間加工を施すことを特徴とする方法で
あり、また前記特公昭４０−４１３９号は添加珪素を含
まない熱間圧延鋼板を焼鈍することを特徴とする方法、
また特公昭４２−１１１３９号は珪素の０．１％までの
鋼でＣを０．０５係乃至０．１りと多く含ませ熱間圧延
した鋼を脱炭焼鈍してＣを０．００５％以下とすること
を特徴とする方法である。

これら３つの方法はいずれも冷間圧延前の素材の結晶粒
を大きくする方法に関するものであるが、この結晶粒を
粗大化するための焼鈍はいずれも箱焼鈍による長時間の
焼鈍によらなければ目的を達することができなかった。

しかもこのような箱焼鈍を実施する場合は、通常数日間
を必要とし、生産能率が悪いばかりでなく高価となる欠
点があった。

本発明者らは電磁鋼帯の磁化特性に向上に関し、熱延鋼
帯の熱間圧延条件と、その後の製造工程方法について種
々研究してきた。

そして特願昭５４−１１１６４０号（特開昭５６−３８
４２０号）によって熱間圧延した銅帯からいわゆる１回
冷延法によるフルプロセス無方向性電磁鋼帯あるいは２
回冷延法によるセミプロセス無方向性電磁鋼帯の製造方
法において、熱間圧延終了温度をその鋼素材の化学成分
重量係より算出されるＡｒ３変態温度即ち（８９１−９
００（Ｃ幅）＋５０（Ｓｉ饅）ｓｓ（Ｍｎ％）＋１９０
（Ｐ％）＋３８０（Ａｚ％））℃とＡｒｌ変態温度即ち
（ｓｓ２−５７５０（Ｃ％）＋５８８００（Ｃ幅）２＋
５０（Ｓｉ係）−８２（Ｍｎ％）＋１７０（Ｐ％）＋３
８０（Ａｌ１））℃の中央値と７５０℃との間の温度範
囲内となし、かつ熱間圧延終了後の捲取温度を低くとも
６８０℃とすることにより磁性の優れた無方向性電磁鋼
帯を製造する方法を開示した。

しかしこの方法は無方向性電磁鋼帯の製造において、熱
間圧延終了温度がＡｒ３変態温度以上になると製品の磁
気特性が劣化することを意味しているものであり、この
ような製造方法はあまり有利であるとはいえない。

本発明は、主として家庭用電気機器の材料として従来用
いられるいわゆるフルプロセスあるいはセミプロセス無
方向性電磁鋼帯の製造方法によって製造される銅帯より
もさらに磁束密度が高く、かつ鉄損の低いフルプロセス
あるいはセミプロセス無方向性電磁鋼帯を比較的安価に
製造する方法を提供することを目的とするものであり、
特許請求の範囲に記載の方法によって前記目的を達成す
ることができる。

次に本発明の詳細な説明する。

本発明者らは、先に発明し特許出願した特願昭５４−１
１１６４０号についての研究をさらに進めた結果このよ
うなＡｒ３変態温度以上の温度で、すなわち鋼組織がｒ
相の状態で熱間圧延を終了し、次いで熱延鋼帯をＡ３変
態点以下の温度で焼鈍するときその焼鈍が箱焼鈍のよう
な長時間焼鈍でなく、１５分以下という短時間の連続焼
鈍により安価に熱延鋼帯の結晶粒を異常に粗大化させる
ことができること知見し、さらにこのように粗大化した
結晶粒の銅帯に通常の方法により冷間圧延ならびに焼鈍
を施してフルプロセスあるいはセミプロセス電磁鋼帯と
したとき、極めて磁気特性の優れた電磁鋼帯が得られる
ことを知見して本発明を完成した。

次に本発明を実験結果に基いて説明する。

第１図、第２図および第３図はＣ０，０１０係、ＳｉＯ
，３４％、Ｍｎ０．１４％、Ｐｏ、０７３％、酸可溶性
ＡＪ！ ０．０００４％の溶鋼から作られた３つのスラ
ブを１２５０℃に加熱し、熱間圧延終了温度をそれぞれ
９１５℃、８７５℃および８１５℃に制御して、いずれ
も２，３Ｍ、厚さとした熱延鋼帯試料Ａ、ＢおよびＣの
結晶組織を示す顕微鏡写真である。

ところで、前掲の特願昭５４−１１１６４０号でも本発
明者らが示したようにＡｒ３変態温度は化学成分より（
８９１−９００（Ｃ幅）＋５０（Ｓｉ’％） −８８（
Ｍｎ％）＋１９０ （Ｐ％）＋３８０（Ａ７））℃とし
て表わさ札 またＡｒｌ変態温度は（８８２−５７５０
（Ｃダ）＋５８８００（Ｃ％）２＋５０（Ｓｉ咎）−８
２（Ｍｎ％）＋１７０（Ｐ％）＋３ ｓ ｏ （Ａｚ％
））℃として表わされるので、上掲のスラブにおいては
Ａｒ３変態温度は９０１℃、またＡｒｌ変態温度は８４
９℃であり、従って試料Ａ、Ｂ、Ｃの熱間圧延終了温度
をそれぞれ９１５℃、８７５℃、８１５℃としたのはこ
れらの熱延終了時の鋼組織をそれぞれｒ相、α＋ｒ相、
α相としたものである。

これらの熱延鋼帯試料Ａ、Ｂ、ＣについてＡ３変態温度
以下の８４０℃で５分間の焼鈍を行なった後の熱延鋼帯
試料（以下それぞれり、ＥおよびＦで表わす）の結晶組
織の顕微鏡写真を第４図、第５図および第６図に示す。

また各熱延鋼帯試料Ａ、Ｂ、ＣについてＡ３変態温度以
上の９３０℃で５分間の熱延鋼帯焼鈍を行なった後の熱
延鋼帯試料（以下それぞれＧ、Ｈおよび■で表わす）の
結晶組織の顕微鏡写真を第７図、第８図および第９図に
示した。

これらの図から分るように熱間圧延終了温度を９１５℃
、すなわちｒ相組織で熱間圧延を終了した試料Ａは、つ
いでＡ３変態温度以下の８４０℃で５分間の短時間の熱
延鋼帯焼鈍を行なうことにより第４図に示したように結
晶粒が異常に粗大化していることが明らかである。

なおこの焼鈍後のＣ含有量はｏ、ｏ１ｏ％でまったく脱
炭していないことが分った。

また熱間圧延をｒ相で終了しても＊＊９３０℃のＡ３変
態点以上で焼鈍したものは第７図に示したように銅帯の
表面付近の結晶粒がいくらか粗大化しているのみで板厚
方向の内部は微細な結晶粒のままであった。

次に熱間圧延終了温度を８７５℃、８１５℃、すなわち
それぞれα＋ｒ相、α相で熱間圧延を終了した試料Ｂお
よびＣについては、Ａ３変態温度以下の８４０℃で熱延
鋼帯焼鈍を行なって得た試料Ｅ、Ｆ（第５図、第６図参
照）においても、またＡ３変態温度以上の９３０℃で熱
延鋼帯焼鈍して得た試料Ｈ，Ｉ（第８図、第９図参照）
においてもいずれも銅帯の表面付近にわずかの粗大結晶
粒がみられる程度で板厚方向の内部は微細な結晶粒のま
まである。

すなわち、本発明者は電磁鋼素材を熱間圧延をするに際
し、熱延終了温度をｒ相組織の温度とし、ついで熱延鋼
帯をＡ３変態温度以下の温度で１５分間以下の短時間焼
鈍する簡単な処理により脱炭を行なわずとも熱延銅帯の
結晶粒を異常に粗大化できることを新たに知見したので
ある。

次に第４図〜第６図に示したような結晶組織をもつ鋼帯
り、ＥおよびＦを通常の方法で酸洗し、０．５０７’＃
！厚さに冷間圧延し、８００℃、２分間の光輝焼鈍を行
なった後の磁気特性を第１表に示す。

第１表に示したように、熱間圧延終了時の組織をｒ相と
し、Ａ３変態温度以下の８４０℃で５分間の熱延鋼帯焼
鈍を行ない結晶粒を異常に粗大化した試料りは、磁束密
度Ｂ５０が１．８０Ｔと極めて高く、また鉄損値も５．
６１ Ｗ／ Ｋｙと低く、熱間圧延終了時の組織をα＋
ｒ相、およびα相とした試料ＥおよびＦより優れている
ことが明らかである。

以上述べてきたように、熱間圧延終了温度をその鋼のｒ
相組織である温度とし、ついで熱延鋼帯をＡ３変態点以
下の温度で熱延鋼帯焼鈍を焼鈍するときＥその焼鈍時間
が１５分間以下という短時間で、しかも従来技術とちが
って実質的に脱炭をともなわなくても、容易に結晶粒を
粗大化させることができ、従来技術のような高価な箱焼
鈍によらず、安価な連続焼鈍により前記結晶粒の粗大化
を実現することができることが本発明の特徴である。

このようにＳｉ含有鋼でも１５分以下という短時間で容
易に結晶粒が異常成長できる理由は明らかではないが、
現象的にみて、ｒ相で熱間圧延したものの結晶組織が第
１図に示したように非常に微細で均一なことが挙げられ
る。

このようにマトリックス結晶組織が微細であると、つぎ
の熱延板焼鈍をＡ３変態点以下の温度で行なうときは、
どこかでやや粗大になった結晶粒が発生すると、容易に
微細なマトリックス結晶を食って成長できるためと考え
られる。

つぎに本発明において素材の化学成分を限定した理由に
ついて説明する。

本発明によればｒ相組織の温度で熱間圧延を終了し、つ
いでＡ３変態温度以下の温度で熱延鋼帯焼鈍を行ない結
晶粒を粗大化させるが、素材のＣ量が０．０２％以上と
高いときは、熱延鋼帯焼鈍での結晶粒の粗大化が困難と
なる。

また無方向性電磁鋼帯では成品の磁気特性および磁気時
効による劣化による観点から最終成品ではＣは０．００
４以下と低くする必要がある。

このため出発材料のＣ量が高いと連続焼鈍により所望の
値まで脱炭することが必要となる。

これは鋼帯表面に有害な酸化層を生成するため望ましい
方法ではない。

これらの理由から本発明では素材のＣ量を０．０２％以
下とする必要がある。

本発明は、熱間圧延終了温度において、ｒ相が存在しな
ければならないが、Ｓｉまたは（Ｓｉ＋ＡＡ ）が１．
５％以上になるとｒ相が存在する温度が高くなり、熱延
終了温度を高くする必要があり、熱間圧延上困難をとも
なう。

したがってＳｉまたは（Ｓｉ＋Ａｔ）量を１５％以下に
する必要がある。

Ｍｎは脱酸剤として、またＳによる熱間脆性を抑制する
ため添加されるが、１．０％より多いと磁気的に有害と
なるので１％以下とする必要がある。

Ｐは無方向性電磁鋼帯の硬度を上昇させ、また打抜性を
向上させるために添加されることがあるが、０．２％よ
り多いと板が脆くなり冷間圧延が＊＊困難となるので０
．２％以下とする必要がある。

つぎに本発明を実施例について説明する。

実施例 １ 転炉で溶製しＲＨ減圧処理した溶鋼を連続鋳造して２２
０Ｍ厚スラブを作った。

その化学成分はＣ０，００３％、Ｓｉ０．２８％、Ｍｎ
ｏ、３ｏ％、ＰＯ，０２１咎、酸可溶性ＡＡ０．０００
５％であった。

本素材の化学成分より特許請求の範囲に記載の計算式に
て求めたＡｒ３変態温度は８８０℃である。

これらのスラブを１２５０’Ｃに加熱し、比較材として
は熱延終了温度を従来法で最適と考えられる８６０°Ｃ
と、本発明による熱延終了温度をＡｒ３変態温度以上の
９２０℃とし、２．３ｗ／ｌ厚さに熱延した。

熱間圧延後の捲取温度は６５０±２０℃とした。

ついで熱延鋼帯の比較材は通常の１回冷延法によるフル
プロセス成品として、熱延鋼帯を酸洗後０．５０ｗ／ｌ
に冷延し、連続炉にて８００ °Ｃ：２分間の光輝焼鈍
を行ない成品とした。

熱延終了温度をＡｒ３変態点以上とした熱延鋼帯は、つ
いで８５０℃、５分間の連続焼鈍にて熱延鋼帯焼鈍を行
なう本発明法と、熱延鋼帯焼鈍を行なわない参考付工程
に分けた。

ついでこれらはいずれも酸洗後上記比較材と同じ処理に
より１回冷延法によりフルプロセス成品とした。

これらの成品および需要家での再焼鈍を想定した７５０
℃２時間焼鈍後の磁気特性を第２表に示す。

第２表にて明らかなように、比較材の成品の鉄損Ｗ１．
５１５０値および磁束密度Ｂ５０値に比し、本発明材は
鉄損値が低く、磁束密度が特に高い優れた値であり、ま
た再焼鈍後においてはさらに本発明材の磁性が優れてい
ることが分る。

また熱間圧延仕上温度を本発明の特許請求の範囲内の条
件としても熱延鋼帯焼鈍を行なわなかった参考材は磁性
がもつとも悪い。

すなわち、熱延仕上温度を本発明の特許請求の範囲内の
条件にしただけでは磁性が悪く、本発明にて限定した熱
延鋼帯焼鈍を組合わせることによって極めて優れた磁性
の無方向性電磁鋼帯が得られることが明らかである。

実施例 ２ 実施例１と同様な方法でＣ０，００４％、Ｓｉ０．４０
％、Ｍｎ ０．２７％、Ｐｏ、０６８％、酸可溶性Ａｚ
ｏ、ｏｏｏ３％を含むスラブを製作した。

これらの化学成分より特許請求の範囲の計算式にて求め
たＡｒ３変態温度は８９７℃である。

該スラブを１２５０℃に加熱し、熱延仕上温度を比較材
として従来法で適正な８６０℃とし、本発明材としては
９３０℃とし、２．３７１ｇｌ１厚さの熱延鋼帯とした
。

熱延後捲取温度はいずれも６５０±２０℃とした。

比較材の熱延鋼帯はついで通常の２回診延法セミプロセ
ス材の製造方法により成品とした。

すなわち熱延鋼帯を酸洗し、第１回の冷間圧延を行ない
、ついで中間焼鈍として７５０℃２分間の連続焼鈍を行
ない、さらに圧下率８係の第２回診間圧延を行なった。

本発明材は熱延後８６０℃、５分間の熱延鋼帯焼鈍を連
続焼鈍炉で行ない、以下比較材と同一工程にて、酸洗、
第１回診間圧延、中間焼鈍、第２回診間圧延を行なった
。

これらの比較材および本発明材成品の試材をＮ２中７５
０℃、２時間の歪取焼鈍を行ない磁性を測定した。

これらの実施結果を第３表に示す。第３表の結果からみ
て、熱延終了温度を本発明の特許請求の範囲に記載の計
算式より求めたＡ ｒ ３変態源度以上とし、ついで熱
延鋼帯焼鈍をＡ３変態点以下の温度で行なう本発明の処
理を実施した場合は従来法の比較材に比し、鉄損Ｗｌ
５１５０値、磁束密度Ｂ５０値が極めて優れたセミプロ
セス無方向性電磁鋼帯が得られることが明らかである。

実施例 ３ 実施例１．２と同様な方法で、Ｃ０１００８％。

Ｓｉ１．０４％、Ｍｎｏ、２７％、Ｐｏ、０５６％、酸
可溶性ｋｌ Ｏ，０００７％を含むスラブを製作した。

これらの化学成分より特許請求の範囲に記載の計算式に
て求めたＡｒ３変態温度は９２３°Ｃである。

該スラブを１２５０℃に加熱し、熱延仕上温度を従来法
として８７０℃とし、本発明材としては９５０℃として
２．３１／ｇ／ｌ厚さの熱延鋼帯を作った。

熱延後捲取温度はいずれも６５０±２０℃とした。

従来法による熱延鋼帯はフルプロセス成品製造の通常の
１回冷延法による工程、すなわち酸洗、冷間圧延により
０．５０Ｍ厚さとし、連続焼鈍炉にて８５０℃２分間の
光輝焼鈍を行なった。

本発明法による熱延鋼帯はついで連続焼鈍炉にて８７０
℃５分間の熱延鋼帯焼鈍を行ない、その後は従来法材と
同じ１回冷延法によりフルプロセス成品とした。

第４表に本実施例の成品の磁気特性を示す。

第４表からみて、鉄損Ｗｌ ５１５０値および磁束密度
Ｂ５０値が従来法材に比し、本発明材が極めて優れてい
ることが明らかである。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図および第３図は熱間圧延終了温度をそれ
ぞれ９１５℃（ｒ相）、８７５℃（α＋ｒ相）および８
１５℃（α相）にしたときの熱延鋼帯試料Ａ、Ｂおよび
Ｃの結晶組織の顕微鏡写真（倍率５０倍）、第４図、第
５図および第６図はそれぞれ熱延鋼帯試料Ａ、Ｂ、Ｃに
ついてＡ３変態温度以下の８４０℃で５分間の焼鈍を行
なった後の結晶組織の顕微鏡写真（倍率５０倍）、また
第７図、第８図および第９図はそれぞれ熱延鋼帯試料Ａ
、Ｂ、Ｃについて、Ａ３変態温度以上の９３０℃で５分
間の焼鈍を行なった後の結晶組織の顕微鏡写真（倍率５
０倍）である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 低炭素鋼塊またはスラブの倒れかを加熱し引続いて
   熱間圧延して熱延鋼帯となし、この銅帯に焼鈍を施し、
   次に酸洗し、さらに１回の冷間圧延後焼鈍を施す力＼あ
   るいは中間焼鈍を挾む２回の冷間圧延後さらに焼鈍を施
   す無方向性電磁鋼帯の製造方法において、 重量幅でＣ０，０２饅以下、ＳｉまたはＳｉとＡｆの合
   計の倒れかｉ、 ５ ％以下、Ｍｎｔ、ｏ％以下、ＰＯ
   ０２０φ以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる
   鋼塊またはスラブの何れかを加熱し、次いで熱間圧延し
   て熱延鋼帯となす際に、熱間圧延終了温度をその鋼の化
   学成分に応じて次式で表わされる温度、（８９１−９０
   ０（Ｃ咎）＋５０（Ｓｉ％）−８８（Ｍｎ％）＋１９０
   （Ｐ％） ＋３８０（Ａｔ％））’Ｃ以上となし、つ
   いで熱延鋼帯をその鋼のＡ３変態温度以下で３０秒以上
   １５分以下の時間焼鈍することを特徴とする特許の優れ
   た無方向性電磁鋼帯の製造方法。