JP2000160249A

JP2000160249A - Ｌ方向及びｃ方向の磁気特性に優れた電磁鋼熱延板の製造方法

Info

Publication number: JP2000160249A
Application number: JP10335092A
Authority: JP
Inventors: Akihiro Matsuzaki; 明博松崎; Osamu Kondo; 修近藤; Shigeaki Takagi; 重彰高城; Takako Yamashita; 孝子山下
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1998-11-26
Filing date: 1998-11-26
Publication date: 2000-06-13

Abstract

(57)【要約】【課題】冷間圧延工程及び仕上げ焼鈍工程を省略して
も、Ｌ方向及びＣ方向の磁気特性に優れた電磁鋼熱延板
を製造するための方法を提供することにある。【解決手段】 Si：4.0 wt％以下を含有する鋼スラブを
熱間粗圧延し、所定の鋼組織とした後、直ちに所定の条
件で熱間仕上げ圧延を行った後、再結晶させることを特
徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、交流磁心に用い
られ、冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行うことなく、熱間圧
延後に再結晶させたままであっても、圧延方向（以下、
「Ｌ方向」という。）及びそれに対して直交する方向
（（以下、「Ｃ方向」という。）の２方向の磁気特性に
特に優れた電磁鋼熱延板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】変圧器や電動機の鉄心材料としては、こ
れら機器の高効率化や小型化を図るため、磁束密度が高
く鉄損が低いことが要求される。この種の鉄心材料に供
する磁性合金としては、Fe−Si合金が知られており、無
方向性電磁鋼板として広く実用化されており、この鋼板
の磁気特性を向上させるため、集合組織を改善する種々
の試みが行われてきた。

【０００３】その中でも、｛０１１｝＜１００＞方位、
すなわちゴス方位の結晶粒を富化することにより、鉄損
が低減し、とりわけ磁束密度が増加することが、特開昭
54−110121号公報等に記載されている。通常、ゴス方位
はＬ方向の磁気特性を改善し、結果的にＣ方向も含めた
平均的な磁気特性も改善する。

【０００４】しかしながら、Ｃ方向の磁気特性はある程
度改善されるにすぎないため、平均的な磁気特性を向上
させるには自ずと限界があった。

【０００５】一方、｛１００｝＜００１＞方位、すなわ
ち面上立方方位は、Ｌ方向及びＣ方向の双方の磁気特性
を同時に改善することが知られている。

【０００６】しかしながら、面上立方方位のみに集積し
た組織を得るには、特公昭46−23814 号公報に記載され
ているように高温中間焼鈍を行なう方法、特開平５−30
6438号公報に記載されているように急冷薄帯を所定の圧
下率で冷間圧延する方法、特開平１−108345号公報に記
載されているような脱炭に伴うγ→α変態法等が挙げら
れるが、これらは、いずれも複雑ないし長時間の工程を
要し、コスト高となるため、工業的な実用性を確立する
には至らないと推察される。

【０００７】さらに、上記磁気特性を向上させる手段と
しては、磁気特性を向上させる方位の結晶粒を促進する
と共に、磁気特性を劣化させる方位の結晶粒を抑制する
ことが有用である。磁気特性を劣化させる方位の結晶粒
としては、特に＜１１１＞//ＮＤ（鋼板面に垂直な方
向）方位の結晶粒があり、かかる方位の結晶粒の生成を
抑制することが望ましいが、上述した特殊でコスト高の
手段を用いる場合を除き、これまでの無方向性電磁鋼板
の製法では、＜１１１＞//ＮＤ方位の結晶粒を減少させ
ることが困難であった。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】この発明の目的は、冷
間圧延及び仕上げ焼鈍を行うことなく、熱間圧延後に再
結晶させたままであっても、Ｌ方向及びＣ方向の磁気特
性に特に優れた電磁鋼熱延板を製造するための方法を提
供することにある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、無方向性
電磁鋼板の磁気特性を実用的に向上させるための手段を
広く研究した結果、熱間粗圧延後の熱間仕上げ圧延によ
り集合組織を制御できることを見出し、特願平10−2138
83号で提案した。その骨子は、粗大なフェライト粒径
を、未再結晶温度域で、各スタンドにおける熱延速度／
熱延圧下率の比を大きく、即ち大きな熱延速度で熱間仕
上げ圧延を行ない、これにより、熱延後の再結晶過程で
｛０１５｝＜１００＞方位粒が生成し、これが冷間圧延
及び焼鈍時に磁気特性に最も好都合な｛１００｝＜００
１＞方位粒として発達することを活用したものである。

【００１０】尚、（０１５）〔１００〕方位粒が、冷間
圧延と再結晶焼鈍を経ることにより、（００１）〔１０
０〕に変化する点については、既に公知文献（田岡ら：
鉄と鋼，54(1968) 162.)に開示されているものの、工業
的に（０１５）〔１００〕を発現できる製造方法は全く
不明であった。このため、本発明者らは、（０１５）
〔１００〕粒の発現および制御技術を新規に見出したの
である。

【００１１】また、（０１５）〔１００〕方位粒の存在
により、冷間圧延及び焼鈍を経た鋼板の磁気特性を劣化
させる＜１１１＞//ＮＤ方位の集積度が抑制されると共
に、Ｌ方向の磁気特性を向上させる｛０１１｝＜１００
＞方位粒が増加する結果として、Ｌ方向及びＣ方向の平
均の磁気特性が向上することを新規に見出した。

【００１２】上記技術を実工程に適用する場合には、上
記の製造条件の中でも特に、各圧延スタンドにおける熱
延速度／圧下率の比を大きくすること、即ち熱延速度を
大きくすることが重要であるが、大きな熱延速度を電磁
鋼板の製造工程に適用するのは、圧延機の能力や形状制
御等の点で困難を伴うのが現状であった。現在工業的に
適用されている仕上げ圧延機はタンデム方式であるた
め、熱延速度／圧下率の比は後段スタンドほど大きくな
るのが一般的であり、通常の場合、この比が最も小さく
なるのは初段（第１）スタンドでの圧延である。

【００１３】そこで、本発明者らは、さらに熱間仕上げ
圧延機の第１スタンドでの圧下率の影響に関する研究を
重ねた結果、先願発明（特願平10−213883号）に比べて
より一層工業的適用が容易であり、しかも先願発明と同
等の磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法を見出したの
である。

【００１４】即ち、第１スタンドでの圧下率がある程度
小さければ、仮に熱延速度／圧下率の比が小さくてもそ
の悪影響は非常に小さく、第２スタンド以降の圧延は、
自ずから熱延速度／圧下率の比が大きくなるため、所期
の大きな熱延速度／圧下率の効果が発現されるというこ
とを見出したのである。

【００１５】さらに、本発明者らは、熱間圧延と再結晶
を行なった後の集合組織と磁気特性について研究を行な
った。その結果、前述の熱間仕上げ圧延と再結晶を行な
った熱延鋼板は、｛０１５｝＜１００＞方位粒を中心と
した磁気特性に好都合な集合組織を呈し、優れた磁気特
性を有することを発見した。このことは、｛０１５｝＜
１００＞方位粒が磁気特性に最も好適な｛１００｝＜０
０１＞の近傍方位であることが有効に作用したものと推
察される。

【００１６】以上のことから、冷間圧延及び仕上げ焼鈍
を行うことなく、熱間圧延後に再結晶を行なったままで
あっても、Ｌ方向及びＣ方向の磁気特性に特に優れた電
磁鋼熱延板を、現行の電磁鋼板の製造工程で容易に工業
的製造が可能な製造方法を見出し、この発明を完成する
に至ったのである。

【００１７】この発明は、具体的にはSi：4.0 wt％以下
を含有する鋼スラブを熱間粗圧延し、下記１の（１）に
示す鋼組織とした後、直ちに下記１の（２）及び（３）
に示す条件で熱間仕上げ圧延を行った後、再結晶させる
ことを特徴とするＬ方向及びＣ方向の磁気特性に優れた
電磁鋼熱延板の製造方法である。

【００１８】記１（１）等軸フェライト粒の平均粒径が 300μｍ以上でか
つ粒径が100 μｍ以下の等軸フェライト粒の体積分率が
20％以下であること。（２）仕上げ圧延機に入る際の鋼板温度を、オーステナ
イト相を生じる成分組成を有する鋼についてはAr₁変態
点以下でかつ900 ℃以下500 ℃以上の温度域、オーステ
ナイト相を生じない成分組成を有する鋼については900
℃以下500 ℃以上の温度域とすること。（３）仕上げ圧延機の第１スタンドでの圧下率を15％以
上30％以下とすること。

【００１９】また、鋼スラブは、さらにMn：2.0 wt％以
下，Ｐ：0.3 wt％以下，Al：2.0 wt％以下を含有するの
がより好適である。

【００２０】尚、ここでいう等軸フェライト粒とは、そ
の長径の短径に対する比が２以下であるフェライト粒を
意味する。

【００２１】

【発明の実施の形態】まず、この発明の鋼組成成分の限
定理由を説明する。 Si：4.0 wt％以下 Siは比抵抗を増大させ、渦電流損を低減させる効果があ
り、この発明では必須の添加元素である。しかし、Si含
有量が4.0 ％を超えると、磁束密度の低下が大きくなる
とともに加工性が低下する。従って、Si含有量は4.0wt
％以下に限定する。

【００２２】この発明では、鋼スラブ中の成分組成につ
いては、Si含有量のみを必須の添加成分としたが、この
他の成分として、Mn：2.0 wt％以下、Ｐ：0.3 wt％以
下、Al：2.0 wt％以下を含有させることがより好適であ
る。

【００２３】Mn：2.0 wt％以下，Al：2.0 wt％以下,Mn
とAlは、ともに鋼の脱酸剤として、また比抵抗を増大さ
せ渦電流損を低減させる効果があり、Siの補助元素とし
て有効である。しかし、 AlとMnの含有量がそれぞれ2.0
wt％を超えると、磁束密度の低下や加工性の低下が大き
くなる。従って、AlとMnの含有量はいずれも2.0 wt％以
下の範囲に限定する。

【００２４】Ｐ：0.3 wt％以下Ｐは比抵抗を増大させ、渦電流損を低減させる効果があ
り、Siの補助元素として有効である。しかし、Ｐ含有量
が0.3 wt％を超えると、加工性が低下する。従って、Ｐ
含有量は0.3 wt％以下の範囲に限定する。

【００２５】尚、この発明では、Si：4 wt％以下を必須
の発明特定事項とし、他の成分については特に限定はし
ないため、上記Si含有量を満足する全ての鋼種を用いる
ことができる。

【００２６】次に、この発明の製造条件について説明す
る。（Ｉ）熱間仕上げ圧延前この発明では、熱間仕上げ圧延前における、等軸フェラ
イト粒の平均粒径が 300μｍ以上でかつ粒径が100 μｍ
以下の等軸フェライト粒の体積分率が20％以下であるこ
とを必須の発明特定事項とする。

【００２７】即ち、熱間仕上げ圧延前の等軸フェライト
平均粒径が300 μm 以上になると、熱間圧延や焼鈍後の
（０１５）〔１００〕方位粒が増加する。その結果、冷
間圧延と仕上げ焼鈍を行なった後の｛０１１｝＜１００
＞方位粒の増加並びに＜１１１＞//ＮＤ方位の集積度の
抑制に繋がるため、仕上げ焼鈍後の集合組織が改善さ
れ、磁気特性が向上するからである。

【００２８】しかし、前記フェライト平均粒径を300 μ
m 以上にしても、粒径が100 μm 以下の微細粒が多数混
在すると、粗大粒からの（０１５）〔１００〕方位粒の
成長が抑制されることにより磁気特性が劣化するため、
微細粒の体積分率も同時に抑制することが肝要である。
そのため、100 μm 以下の結晶粒の体積分率を20％以下
にする。

【００２９】この発明では、熱間仕上げ圧延前におけ
る、等軸フェライト粒の平均粒径が 300μｍ以上でかつ
粒径が100 μｍ以下の等軸フェライト粒の体積分率が20
％以下であることを必須の発明特定事項とするが、これ
らを達成するための具体的手段の一例を挙げると、スラ
ブ加熱温度を1100〜1500℃の範囲にしたり、熱間仕上げ
圧延前の加熱ないし保温を1000〜1150℃の温度範囲で行
なう方法が考えられる。

【００３０】即ち、スラブ加熱は、1100℃以上だと、加
熱時の結晶粒が粗大化し、これに伴って、熱間仕上げ圧
延前の結晶粒も粗大化しやすくなるため、スラブ加熱温
度を高くすることが磁気特性を向上させるには有効であ
るからであり、また、1500℃を超えると、スケール増加
による歩留まり低下等の問題を招くおそれがあるからで
ある。

【００３１】また、この発明では、熱間仕上げ圧延を行
う前において粗大粒を得るため、熱間粗圧延後、熱間仕
上げ圧延機に入る際の鋼板温度を上記適正温度に設定す
る前に、1000℃以上1150℃以下の範囲内で加熱ないし保
温して結晶粒を粗大化させておくことがより好適であ
る。尚、この加熱・保温時にオーステナイト相になる鋼
は、その後の冷却時にフェライト変態が生じるが、初期
オーステナイト粒径が大きいために、仕上げ圧延機に入
る際のフェライト粒径の粗大化にも有効である。

【００３２】加えて、未再結晶進展粒の粒界は、熱間粗
圧延後に局所的な再結晶を生じており、熱間仕上げ圧延
後の粒界からの（０１５）〔１００〕方位粒の生成には
寄与しない。このため、熱間粗圧延後に再結晶した等軸
フェライト粒の体積分率については、上記の理由から、
特に限定はしないが、80％以上にすることがより好適で
ある。

【００３３】（II）熱間仕上げ圧延時（ｉ）熱間仕上げ圧延機に入る際の鋼板温度：相変態を
生じる成分組成を有する鋼についてはAr₁変態点以下で
かつ900 ℃以下500 ℃以上の温度域、相変態を生じない
成分組成を有する鋼については900 ℃以下500 ℃以上の
温度域とすること熱間仕上げ圧延前の粗大粒の効果を有効に発揮させるた
めには、圧延スタンド間での再結晶による微細化を抑制
することが重要であり、そのためには、圧延を低温で行
うことが有効である。そのため、仕上げ熱延温度の上限
は、オーステナイト相( 相変態）を生じる成分組成を有
する鋼については、Ar₁変態点以下でかつ900 ℃以下と
し、また、オーステナイト相( 相変態）を生じない成分
組成を有する鋼については、900 ℃以下にすることが必
要である。

【００３４】即ち、相変態を生じる成分組成を有する鋼
については、２相域またはオーステナイト域での圧延は
その後の変態により粗大粒の効果が消失するため、これ
を防止すべく、仕上げ熱延温度域はフェライト相域、す
なわちAr₁変態点よりも低温にする必要があるからであ
る。

【００３５】さらに、この発明の製造方法において、必
須の発明特定事項である熱間仕上げ圧延前の粗大粒を、
仕上げ圧延の全スタンドで維持するためには、仕上げ圧
延中の再結晶による微細化を抑制することが肝要であ
り、そのためには、900 ℃以下の低温域で圧延すること
が有効であり、よって、その上限は900 ℃とする。

【００３６】また、熱間仕上げ圧延温度の下限は、いず
れの鋼の場合も、500 ℃未満の低温域で圧延すると、蓄
積歪み量が増大し、再結晶集合組織が劣化するため、そ
の下限を500 ℃とした。

【００３７】（ii）熱間仕上げ圧延機の第１スタンドで
の圧下率を15％以上30％以下とすること熱間仕上げ圧延機の第１スタンドでの圧下率は、通常の
タンデム圧延機の場合には、30〜50％程度であるが、30
％を超えるような大きな圧下率だと、通常の圧延条件で
は、熱延速度／圧下率の比が小さくなり、集合組織や磁
気特性が劣化する。そのため、第１スタンドでの圧下率
は30％以下とした。なお、第１スタンドでの圧下率は、
集合組織や磁気特性が劣化するという悪影響が殆ど現れ
ない25％以下にすることがより好適である。

【００３８】一方、第１スタンドでの圧下率が15％未満
だと、第２スタンド以降での圧下率を大きくせざるをえ
なくなり、これに伴って、第２スタンド以降での圧延速
度／圧下率の比が小さくなり、結果として磁気特性が劣
化する傾向がある。そのため、第１スタンドでの圧下率
は15％以上にする。

【００３９】(III）熱間仕上げ圧延後この発明では、熱間仕上げ圧延後に再結晶させることを
必須の発明特定事項とする。即ち、この発明は、熱間仕
上げ圧延後の再結晶により生成した（０１５）〔１０
０〕方位粒を活用したものである。従って、製品として
の電磁鋼熱延板の組織は再結晶組織であることが必要と
なる。熱間仕上げ圧延後に再結晶させる手段としては、
熱間仕上げ圧延後の自己焼鈍でも再加熱による焼鈍でも
構わない。また、再結晶粒の体積分率は70％以上にする
のが好ましい。

【００４０】尚、上述したところは、この発明の実施形
態の一例を示したにすぎず、請求の範囲において種々の
変更を加えることができる。

【００４１】

【実施例】表１に示す鋼を転炉溶製し、連続鋳造により
200mm 厚さのスラブとした。これらのスラブを1200℃に
再加熱し、40mm厚のシートバーに熱間粗圧延を行ない、
引き続き熱間仕上げ圧延を行なった。その際の熱間仕上
げ圧延の条件及びその圧延直前の粒径を表２に示す。熱
間仕上げ圧延後の板厚は0.8mm とした。そして、熱間仕
上げ圧延後に、850 〜1000℃で再結晶処理を行なうこと
によって、電磁鋼熱延板（鋼No.1〜19）を製造した。比
較のため、表１に示す各鋼種ａ〜ｆについて、板厚2.3m
m に熱間仕上げ圧延後再結晶処理を行ない、さらに、板
厚0.80mmに冷間圧延を行なった後、850 〜1000℃で仕上
げ焼鈍を行なう従来法によって電磁鋼板（鋼No.20 〜2
4）を製造した。

【００４２】表２に、各製造条件を示すと共に、熱間圧
延、再結晶後の集合組織((015)〔１００〕の集積度のラ
ンダム組織に対する比率で表す。）及び磁気特性につい
も併記した。

【００４３】

【表１】

【００４４】

【表２】

【００４５】以下に、この発明による磁気特性の改善結
果について表２に基づいて述べる。ここで、この発明に
は、鉄損改善のための比抵抗増加成分も含まれている。
従って、表２に示す磁気特性は、鉄損と磁束密度の双方
の結果から総合的に評価した。

【００４６】この発明に従って製造した鋼No.1,5と6,1
1,15 と16と、これらにそれぞれ使用したのと同一の鋼
スラブを使用しかつ冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行なう従
来法によって製造した冷延焼鈍材である鋼No.20,21,22,
23とを比較すると、前者は、後者に比べて磁気特性が優
れており、よって、この発明によれば、冷間圧延及び焼
鈍の工程が不要で、しかも工業的適用が容易な熱間圧延
により、安価で優れた磁気特性の電磁鋼板が得られるこ
とが明らかである。

【００４７】尚、Si含有量がこの発明の適正範囲外であ
ること以外はこの発明に従って製造した鋼No.19 は、従
来法によって製造した鋼No.24 と比べて磁気特性に顕著
な差が認められなかった。

【００４８】また、本発明の発明特定事項の少なくとも
１つが適正範囲外である鋼No.2〜4,7 〜10, 12〜14, 17
〜18は、それぞれ鋼No.1,5と6,11,15 と16に比べて磁気
特性が劣っていた。

【００４９】さらに、熱間仕上げ圧延時の第１スタンド
での圧下率が、この発明の好適範囲内である条件で製造
した鋼No.5,15 は、この発明の適正範囲内ではあるが好
適範囲外である条件で製造した鋼No.6,16 に比べてより
一層磁気特性が優れているのがわかる。

【００５０】尚、表２中の熱間圧延、再結晶後の(015)
〔１００〕の集積度のランダム組織に対する比率は、3.
0倍以上のときに良好な磁気特性を有しているのがわか
る。よって、この発明では、熱間圧延、再結晶後の(01
5) 〔１００〕の集積度のランダム組織に対する比率
は、3.0 倍以上にすることがより好適である。

【００５１】

【発明の効果】この発明の製造方法によれば、冷間圧延
工程及び焼鈍工程を省略したとしても、これらの工程を
経る従来法に比べてＬ方向及びＣ方向の磁気特性に優れ
た電磁鋼板の製造が可能になり、しかも、特殊又は複雑
な製造条件や工程に頼ることなく、工業的かつ安価に製
造することができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者高城重彰千葉県千葉市中央区川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者山下孝子千葉県千葉市中央区川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究所内Ｆターム(参考） 4K033 AA03 CA08 FA02 FA05 5E041 AA02 AA11 AA19 CA02 CA04 HB07 NN01 NN06 NN17 NN18

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 Si：4.0 wt％以下を含有する鋼スラブを
熱間粗圧延し、下記１の（１）に示す鋼組織とした後、
直ちに下記１の（２）及び（３）に示す条件で熱間仕上
げ圧延を行った後、再結晶させることを特徴とするＬ方
向及びＣ方向の磁気特性に優れた電磁鋼熱延板の製造方
法。記１（１）等軸フェライト粒の平均粒径が 300μｍ以上でか
つ粒径が100 μｍ以下の等軸フェライト粒の体積分率が
20％以下であること。（２）仕上げ圧延機に入る際の鋼板温度を、オーステナ
イト相を生じる成分組成を有する鋼についてはAr₁変態
点以下でかつ900 ℃以下500 ℃以上の温度域、オーステ
ナイト相を生じない成分組成を有する鋼については900
℃以下500 ℃以上の温度域とすること。（３）仕上げ圧延機の第１スタンドでの圧下率を15％以
上30％以下とすること。
【請求項２】鋼スラブは、さらにMn：2.0 wt％以下，
Ｐ：0.3 wt％以下，Al：2.0 wt％以下を含有する請求項
１に記載の電磁鋼熱延板の製造方法。