JP2536131B2 - 表面性状の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は表面性状の優れた無方向性電磁鋼板およびそ
の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

高Si電磁鋼板を製造する場合、その冷圧段階で発生す
る表面起伏（リジング）は、製品の占績率を低下させる
原因として、母材の磁気特性とは別に、電磁鋼板の製造
技術のなかで十分に管理されなければならない問題であ
る。

従来、リジングの発生原因としては、高Si化によりフ
ェライト単相組織となるため、凝固時に巨大な柱状晶が
発生し、これを軸方向に圧下する通常の熱延では、｛10
0｝＜011＞集合組織を有するストリーク状フェライト組
織が形成され、この組織が冷圧時のリジング発生をもた
らすと考えられている。

このようなリジングを抑制する方法として、以下のよ
うな技術が開示されている。

（１） 低温鋳造或いは電磁攪拌により、凝固時におけ
る柱状晶の発生を抑制する技術（特公昭52−38490号、
特公昭57−15969号） （２） 熱間圧延条件を最適化することにより、熱延時
のフェライト粒の再結晶を促進させる技術（特公昭50−
37127号、特公昭50−37132号、特公昭56−4309号） （３） Si＋Al量に対して、所定量以上のＣを添加する
技術（特公昭51−22890号） （４） 磁気特性に悪影響を及ぼさない範囲で、Ti,Zr
を添加する技術（特公昭56−31846号、特公昭56−4614
号） 〔発明が解決すべき課題〕 以上の技術のなかで、（１）、（２）はプロセス上有
効な手段ではあるが、連鋳スラブで柱状晶を無くするこ
とは困難であり、また連続熱延プロセスの操業条件の最
適化だけではストリーク状フェライトの発達を制御する
ことは不可能に近い。

その点、素材の成分調整を手段とする（３）、（４）
の技術はリジング防止に対する本質的な方法として有効
と考えられるが、（３）の方法はＣ添加を伴うため後工
程での脱炭処理が必須となり、またSi＋Al＞2wt％の鋼
には適用できない。また、（４）の方法は微細な炭窒化
物の形成を伴うため、リジングには有効であっても磁気
特性、特に低磁場特性を劣化させる危険性がある。

本発明はこのような従来の問題を解決すべくなされた
もので、磁気特性に優れ、しかもリジングのない優れた
表面性状の無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供し
ようとするものである。

〔課題を解決するための手段〕

このため本発明は、極低炭素−高Si鋼における熱間圧
延過程でのストリーク状フェライトの発達を、Ｐおよび
Ｂを複合添加することによって均一且つ微細なものと
し、これによって熱延板焼鈍後の段階で均一な等軸晶組
織を得、最終製品の優れた表面性状が得られるようにし
たもので、その特徴とするところは、C:0.005wt％以
下、Si:1.2〜3.5wt％、Mn:0.1〜0.5wt％、Al:0.10wt％
超え2.0wt％以下、S:0.005wt％未満、P:0.001〜0.10wt
％、B:0.001〜0.010wt％で、且つ、 （〔Si〕＋（Al）〕≦4.0 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） 但し、〔Si〕…Si含有量（wt％） 〔Al〕…Al含有量（wt％） 〔Ｐ〕…Ｐ含有量（wt％） 〔Ｂ〕…Ｂ含有量（wt％） を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなることにあ
る。

また本発明法はこのような鋼板を製造し得る方法に係
り、その特徴とするところは、C:0.005wt％以下、Si:1.
2〜3.5wt％、Mn:0.1〜0.5wt％、Al:0.10wt％超え2.0wt
％以下、S:0.005wt％未満、P:0.001〜0.10wt％、B:0.00
1〜0.010wt％で、且つ、 （〔Si〕＋（Al）〕≦4.0 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） 但し、〔Si〕…Si含有量（wt％） 〔Al〕…Al含有量（wt％） 〔Ｐ〕…Ｐ含有量（wt％） 〔Ｂ〕…Ｂ含有量（wt％） を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる連続鋳造ス
ラブを、 スラブ加熱温度:1050〜1200℃ 仕上げ温度:750〜850℃ 巻取温度:620℃以下 で熱間圧延した後、該鋼帯を焼鈍温度を制御することに
より板厚方向中心部に形成される未再結晶フィルム領域
が30％以下になるよう熱延後焼鈍し、しかる後冷間圧延
および最終焼鈍を行うようにしたことにある。

〔作用〕

以下、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明
する。

C:本発明では圧延以降での脱炭焼鈍時に形成されるサブ
スケールの害を排除するために、製鋼脱ガス処理にて予
めＣを0.005wt％以下とした鋼を使用する。

S:本発明では、高級電磁鋼板に要求される低鉄損化の観
点からその下限を1.2wt％とする。一方、Siが3.5wt％を
超えると冷間圧延性が悪くなり、このような製造技術上
の制約から3.5wt％をその上限とする。

Mn:Mnは高級無方向性電磁鋼板においては、顕著な特性
改善効果はないが、鋼中ＳをMnSとして析出、粗大化さ
せて磁気特性に対して無害化するため、その下限を0.1w
t％とする。またMnの上限は磁気特性に悪影響を及ぼさ
ない限界として0.5wt％とする。

S:MnSの析出総量を規制するため、0.005wt％未満とす
る。

Al:Alは高級無方向性電磁鋼板においてはSiを補う役目
をし、（Si＋Al）として低鉄損化に寄与する。本発明で
は、AlNを粗大化させ且つ固溶Alとして鉄損に寄与させ
るため、またAl添加量が増えると再結晶温度が低下する
ためリジング防止の観点からも好ましく、Alは0.10wt超
とする。一方、2.0wt％を超えて添加しても磁気特性上
格別な改善が認められないばかりか、却って圧延性、溶
接性を劣化させることになり、このためその上限を2.0w
t％とする。

また、冷延性の観点から（Si＋Al）量は4.0wt％以下
に抑えられる。

ＰおよびB:これらは本発明における最も重要な元素であ
る。すなわち、フェライト単相組織となる高Si鋼では、
極低Ｃ化に伴ってフェライト相はより安定となり、熱間
圧延時の動的回復再結晶挙動が緩慢になることに起因し
たストリーク組織が発達し易くなる。この組織はリジン
グの原因となることから、熱延時にこうした組織が再結
晶し易くするため、Ｃを添加したのが特公昭51−2289号
である。しかし、この技術では最終的に脱炭焼鈍が必要
となる。本発明はこのＣの役目をＰ＋Ｂで果たすことを
狙ったものである。

まず、Ｐはフェライト形成元素であるが、熱延段階で
は、フェライト粒内での歪エネルギーの蓄積を促進させ
ることによってフェライト粒の再結晶による細粒化をも
たらす。またＢはBNおよびＢクラスターとしてフェライ
トの細粒化に寄与する。本発明はこうしたＰとＢによる
熱延時のフェライト粒の細粒化（層状フェライトの層間
隔減少）によって｛100｝＜011＞巨大ストリーク組織の
発達を抑制することが第１の目的である。ここで、P,B
がそれぞれ0.001wt％未満では上述したような細粒化効
果は期待できない。しかし、Ｐに関しては、素材の脆化
防止の観点からその上限を0.10wt％に、またＢに関して
は、過度のフェライト組織の細粒化およびBNの析出によ
る磁気特性の劣化を考慮して、その上限を0.010wt％に
規制する。

さらに、本発明者らが検討したところ、リジングを適
切に防止するためには、P,Bをそれぞれ上記のように単
独規制することに加え、ＰとＢをSi＋Alとの関係で、 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） を満足するよう規制する必要があることが判明した。第
１図は、ＰおよびＢがSi＋Alとの関係でリジングの発生
に及ぼす影響を調べた試験結果を示すもので、（〔Ｐ〕
＋10・〔Ｂ〕）量が上記関係を満足しない領域ではリジ
ングの発生が避けられない。

次に、本発明法について説明する。

本発明法では、上述したような組成の連続鋳造スラブ
を、熱間圧延後、熱延板焼鈍する。すなわち、本発明は
上記したP,Bの効果によって細粒化したフェライト組織
を、引続いて行なう熱延板焼鈍で均一且つ十分なサイズ
まで再結晶粒成長させる。そのため、熱延時にフェライ
トの細粒化が十分に進行するよう、熱延仕上温度を850
℃以下とする。また、熱延時の圧延負荷の観点から仕上
温度の下限を750℃とする。また、巻取後の徐冷却で不
均一な再結晶が起らないようにするため、熱延巻取温度
を620℃以下とする。

なお、熱延のスラブ加熱温度は、熱延仕上げ温度を確
保するためにその下限を1050℃に、また凝固組織の粗大
化に伴う熱延時のストリーク状フェライト組織の発達抑
制、および表層スケールの溶融に伴う表面欠陥発生の抑
制の観点から、その上限を1200℃とする。

以上のようにして得られた熱延鋼板を上述した観点に
基づいて焼鈍する上で、本発明では熱延時に発達したス
トリーク状フェライトを再結晶させることによって冷圧
時のリジングを低減させる狙いから、焼鈍温度を制御す
ることにより板厚方向での未再結晶フェライト領域が30
％以下となるよう熱延板焼鈍する。

熱延板焼鈍後における未再結晶フェライト領域の割合
は熱延板焼鈍温度に依存する。通常、熱延板焼鈍はバッ
チ焼鈍の場合には700〜850℃程度の温度範囲で、また連
続焼鈍の場合には850〜1000℃程度の温度範囲で行わ
れ、これらの温度範囲において鋼板の成分条件等に応じ
て焼鈍温度を制御することにより、未再結晶フェライト
領域を30％以下の割合に調整する。

第２図は、熱延板焼鈍後の板厚方向未再結晶領域の比
率が冷圧後の鋼帯のうねり高さに及ぼす影響を調べた試
験結果を示したものであり、いずれの鋼成分でも板厚方
向未再結晶領域の比率を30％以下に抑えることにより、
冷圧板のリジングが適切に抑えられていることが判る。

ここで、未再結晶フェライト領域とは板厚方向の中心
部に発生する｛100｝＜011＞集合組織の領域を示す。こ
のような未再結晶フェライト領域の割合の測定は、一般
に画像処理法やＸ線回折法により行うことができる。例
えば、画像処理法は画像処理により結晶組織形態を識別
するもので、再結晶粒はポリゴナル状であることから、
鋼板断面のポリゴナル状の結晶粒（再結晶粒）の面積率
を画像処理により求めて再結晶領域の割合を算出し、残
余の領域（＝100−［再結晶領域（％）］を未再結晶フ
ェライト領域として求める。またＸ線回折法では、鋼板
断面をＸ線回折して｛110｝面の回折ピークを測定し、
これに基づき完全再結晶組織と完全未再結晶組織の回折
ピークの判値幅を求め、この値を用いて下式に基づき未
再結晶フェライト領域の割合を求める。

未再結晶率（％） ＝｛１−（Ｂ−Ｘ）／（Ｂ−Ａ）｝×100 但しX:測定サンプルの半値幅 A:完全再結晶組織の半値幅 B:完全未再結晶組織の半値幅 〔実施例〕 実施例1. 第１表に示すNo.3、No.6、No.10の各鋼成分の連続鋳
造スラブを第２表に示す条件で熱間圧延（板厚2.0mm
t）および熱延板焼鈍し、該鋼帯を酸洗、冷間圧延（板
厚0.5mm t）した後、No.3は850℃×2min,No.6は940℃×
2min,No.10は960℃×2minの最終焼鈍を施した。得られ
た鋼帯の平均うねり高さおよび磁気特性を第２表に併せ
て示す。

実施例2. 第１表に示す各鋼成分の連続鋳造スラブを、1120〜11
80℃の温度で加熱後、熱間圧延を行なって800〜850℃の
温度で2mm tに仕上げた後、560〜610℃の温度で巻き取
った。酸洗後、No.1〜No.4は700℃で、No.5〜No.9は800
℃で、No.10〜No.12は850℃でそれぞれオープンコイル
焼鈍を行なった後、0.5mm tまで冷間圧延を行ない、第
３表に示す温度で連続焼鈍による最終焼鈍を実施した。
得られた鋼帯の平均うねり高さおよび磁気特性を第３表
に併せて示す。

【図面の簡単な説明】

第１図はＰおよびＢがSi＋Alとの関係でリジングの発生
に及ぼす影響を示したものである。第２図は熱延板焼鈍
後の板厚方向未再結晶領域の比率が冷圧後の鋼帯のうね
り高さに及ぼす影響を示したものである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭60−162751（ＪＰ，Ａ) 特開 昭48−49617（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−39526（ＪＰ，Ａ) 特公 昭58−55209（ＪＰ，Ｂ２)

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】C:0.005wt％以下、Si:1.2〜3.5wt％、Mn:
   0.1〜0.5wt％、Al:0.10wt％超え2.0wt％以下、S:0.005w
   t％未満、P:0.001〜0.10wt％、B:0.001〜0.010wt％で、
   且つ、 （〔Si〕＋（Al）〕≦4.0 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） 但し、〔Si〕…Si含有量（wt％） 〔Al〕…Al含有量（wt％） 〔Ｐ〕…Ｐ含有量（wt％） 〔Ｂ〕…Ｂ含有量（wt％） を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる表面性状の
   優れた無方向性電磁鋼板。
2. 【請求項２】C:0.005wt％以下、Si:1.2〜3.5wt％、Mn:
   0.1〜0.5wt％、Al:0.10wt％超え2.0wt％以下、S:0.005w
   t％未満、P:0.001〜0.10wt％、B:0.001〜0.010wt％で、
   且つ、 （〔Si〕＋（Al）〕≦4.0 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） 但し、〔Si〕…Si含有量（wt％） 〔Al〕…Al含有量（wt％） 〔Ｐ〕…Ｐ含有量（wt％） 〔Ｂ〕…Ｂ含有量（wt％） を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる連続鋳造ス
   ラブを、 スラブ加熱温度:1050〜1200℃ 仕上げ温度 :750〜850℃ 巻取温度 :620℃以下 で熱間圧延した後、該鋼帯を焼鈍温度を制御することに
   より板厚方向中心部に形成される未再結晶フェライト領
   域が30％以下になるよう熱延後焼鈍し、しかる後冷間圧
   延および最終焼鈍を行うことを特徴とする表面性状の優
   れた無方向性電磁鋼板の製造方法。