JPH0257125B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は磁気特性のすぐれた無方向性電磁鋼帯
の製造方法に係り、特に磁束密度が極めて高く、
鉄損が低いフルプロセスまたはセミプロセス無方
向性電磁鋼帯の製造方法に関する。 無方向性電磁鋼帯は発電機、電動機、小型変圧
器および安定器等の鉄心材料として使用される。
しかし昨今、省エネルギー化が強く叫ばれ電気機
器の効率向上もしくは小型化のため磁束密度が高
く、かつ鉄損の低い鉄心材料の要求がますます高
まつて来る。 無方向性電磁鋼帯製造の従来技術として冷間圧
延前の素材の結晶粒径を大きくしておくことが磁
気特性の向上に有効であることが知られている。
本発明者らは先に特願昭55−110314によつて冷間
圧延前の結晶粒を粗大化する方法を開示した。こ
の方法は限定範囲内の化学成分を有する鋼塊また
はスラブを熱延鋼帯に熱間圧延するに際し、熱間
圧延終了温度を該鋼の化学成分に応じて次の(1)式
で表わされるAr₃変態点温度以上となし、 ｛891−900（Ｃ％）＋50（Si％）−88（Mn％） ＋190（Ｐ％）＋380（Al％）｝℃ ………(1) 次いでこの熱延鋼帯を該鋼のA₃変態点温度以下
で30秒間以上15分間以下の時間焼鈍することを主
な特徴とするものであつて、この方法によつてす
ぐれた磁気特性の無方向性電磁鋼帯の製造が可能
となつた。本発明者らの開示した上記方法は、熱
延鋼帯の結晶粒径を粗大化するための熱延鋼帯の
焼鈍には従来の箱焼鈍の如き長時間焼鈍ではな
く、また脱炭させる必要もなく、15分以下の短時
間で比較的安価に、かつ容易に熱延鋼帯の結晶粒
の粗大化に成功したものである。 本発明の目的は、本発明者らの開示した上記特
願昭55−110314の発明を更に改良した磁束密度が
極めて高く、鉄損も低いフルプロセスまたはセミ
プロセス無方向性電磁鋼板の新規な製造方法を提
供するにある。 本発明の要旨とするところは次の如くである。 低炭素鋼を熱間圧延して熱延鋼帯とす工程と、
前記熱延鋼帯を焼鈍した後酸洗する工程と、前記
酸洗鋼帯を１回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挾
む２回の冷間圧延により冷延鋼帯とする工程と、
前記冷延鋼帯にフルプロセスまたはセミプロセス
による焼鈍を施す工程と、を有して成る無方向性
電磁鋼板の製造方法において、前記低炭素鋼は重
量比にてＣ：0.02％以下、Siもしくは（Si＋Al）
のいずれかが1.5％以下、Mn：1.0％以下、Ｐ：
0.20％以下を含み残部はFeおよび不可避的不純物
より成り、前記熱間圧延工程における圧延終了温
度を600〜700℃、捲取温度を500℃以上の温度範
囲で行ない、次いで前記捲取鋼帯をA₃変態点以
下の温度で30秒間以上15分間以下の時間焼鈍する
ことを特徴とする磁気特性のすぐれた無方向性電
磁鋼帯の製造方法である。 本発明者らは、上記特願昭55−110314にて開示
した方法において、熱延鋼帯焼鈍により結晶粒が
２次再結晶的に粗大化する理由を一応次のように
考えた。すなわち、熱間圧延後の熱延鋼帯の結晶
組織が微細であることから、この鋼帯をA₃変態
点温度以下で焼鈍することにより局部的にやや粗
大な結晶粒が発生すると、容易に微細なマトリツ
クス結晶を喰つて成長するものと考えた。このよ
うな当初微細な結晶組織を有する熱延鋼帯を得る
には熱間圧延終了温度をγ相領域にすることが必
要であり、従つてγ＋α相領域および815℃以上
のα相領域における熱延条件では不可能であると
考えた。 しかし、その後本発明者らは一般に行なわれて
いる750℃以上の熱間圧延温度よりはるかに低温
の580℃まで下げた極低温域の熱間圧延終了温度
と熱延後の捲取温度との組合わせについて研究し
た結果、熱間圧延終了温度がγ相領域でなくても
熱間圧延終了温度と捲取温度とをある適正な範囲
内に制御することにより、微細な結晶組織を有す
る熱延鋼帯が得られることを見出し本発明を完成
するに至つた。 無方向性電磁鋼帯は通常次の工程によつて製造
される。すなわち、素材としては通常Ｃ：0.02％
以下の低炭素鋼スラブを公知の方法で熱間圧延し
1.5〜3.0mm板厚の熱延鋼帯に仕上げられる。この
熱延鋼帯はスケール除去のために酸洗する。この
酸洗鋼帯を鋼種により１回の冷間圧延もしくは中
間焼鈍を挾む２回の冷間圧延により冷延鋼帯とす
る。冷間圧延された冷延鋼帯に対し、いわゆるフ
ルプロセスまたはセミプロセスによつて異なる焼
鈍を施す。無方向性電磁鋼板は使用者側の鋼板の
打抜作業の作業性から700℃未満の焼鈍では硬度
が高く、また850℃を越す焼鈍では硬度が軟らか
過ぎていずれも打抜性が悪いので700〜850℃の温
度範囲で焼鈍する。これがセミプロセス焼鈍であ
り、打抜後、需要家において磁気特性回復のため
700〜850℃の同一温度で0.5〜３時間の箱焼鈍を
実施する。しかし、打抜後の焼鈍工程不要の成品
に対しては800〜950℃のいわゆるフルプロセス焼
鈍を行なう。これらの焼鈍温度は焼鈍時間に応じ
て適当に決めればよく、その焼鈍方法は連続焼
鈍、箱焼鈍のいずれでもよい。 上記通常の無方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、本発明では鋼成分のほか熱延条件、熱延鋼帯
焼鈍条件を規制することによつてすぐれた磁気特
性を得ることを見出したものである。以下本発明
における上記限定理由について説明する。 先ず鋼素材の成分組成の限定理由について説明
する。 Ｃ： Ｃは磁気特性上有害な元素であつて少いほど
好ましく、少くとも0.02％以下とすべきであ
る。すなわち、0.02％を越えると本発明による
熱延鋼帯焼鈍による結晶粒の粗大化が困難とな
ると共に、最終成品の段階でＣの析出による磁
気時効が著しくなり磁気特性の劣化を来たすの
で0.02％以下に限定した。 Siもしくは（Si＋Al）： Siもしくは（Si＋Al）の何れかが1.5％を越
えると本発明による熱間圧延条件では微細な結
晶組織を有する熱延鋼帯が得られなくなるので
何れか1.5％以下に限定した。 Mn： Mnは脱酸剤として、またＳによる赤熱脆性
を防止するために必要であるが、1.0％を越す
と磁気特性を劣化させるので1.0％以下に限定
した。 Ｐ： Ｐは成品の硬度の調整や打抜性向上に効果が
ある元素であが、0.20％を越すと脆くなり冷間
圧延が困難となるので0.20％以下に限定した。 次に本発明による熱延条件、特に熱間圧延終了
温度、捲取温度および該熱延鋼帯の焼鈍条件の限
定理由を本発明者らの実験結果に基づいて説明す
る。 第１表に示す如き組成の溶鋼からＡ、Ｂ、Ｃな
る３個のスラブを製造し、これを供試材とした。

【表】 上記３個の供試材Ａ、Ｂ、Ｃを何れも1250℃に加
熱した後、第２表の如くそれぞれ異なる熱延条件
で熱間圧延した。

【表】 これらの熱延鋼帯Ａ，Ｂ，Ｃのそれぞれの結晶組
織を第１図Ａ，Ｂ，Ｃに示した。これらの熱延鋼
帯Ａ，Ｂ，ＣをいずれもA₃変態点温度度以下の
850℃で５分間保持する熱延鋼帯焼鈍を施した。
焼鈍後の結晶組織はそれぞれ第２図Ａ，Ｂ，Ｃに
示すとおりである。 第１図Ａ，Ｂ，Ｃおよび第２図Ａ，Ｂ，Ｃより
明らかなとなり、圧延終了温度を650℃とし、捲
取温度を550℃とした後A₃変態点温度以下の850
℃で５分間保持する焼鈍を行つた供試材Ｂは２次
再結晶的な異常粒成長により粗大粒となつてお
り、圧延終了温度が600〜700℃の温度範囲で熱間
圧延した鋼帯を500℃以上の温度にて捲取り、次
いでこの捲取鋼帯をA₃変態点以下の850℃で５分
間熱延鋼帯焼鈍を施すことにより、熱延のままで
は微細な結晶組織を有する熱延鋼帯に２次再結晶
的な異常粒成長を生じ粗大粒となる。しかし、こ
の熱延条件を外れた供試材Ａ、Ｃには結晶の粗大
化が起らず、また供試材Ｂと同一熱延条件であつ
ても熱延鋼帯焼鈍をA₃変態点温度以上とするこ
とによつても変態が起つて粗大粒とならないこと
が判明した。 上記の実験結果による知見をもとに本発明者ら
は数多くの実験を行なつた結果、熱間圧延終了温
度が700℃を越すと、熱延後の結晶粒径が大きく
熱延鋼帯焼鈍を上記と同一条件で行つても２次再
結晶的粒成長が起らないので熱延終了温度の上限
を700℃とすべきであることが判明した。また熱
延終了温度が600℃未満になると圧延機の負荷が
大きくなり、圧延が困難になるばかりではなく必
然的に捲取温度も低くなり捲取後の自己焼鈍によ
る再結晶が起らない。また熱延終了温度を600℃
未満とし、その結果、捲取温度も低くなり、熱延
鋼帯の自己焼鈍による再結晶が起らなくても該熱
延鋼帯に別途焼鈍を施して微細な再結晶組織にし
た後、A₃変態点温度以下の温度で熱延鋼帯焼鈍
を実施すれば、母帯粒の粗大化は可能であるが、
この方法は生産価格面で不利となる。したがつて
熱延終了温度は600〜700℃の温度範囲に限定すべ
きである。また、熱延後の捲取温度は500℃未満
になると、供試材Ｃにおける場合の如く、熱延鋼
帯の保有する熱エネルギーが不足して熱延鋼帯の
再結晶が起らないので捲取温度の下限は500℃と
すべきである。 而して上記熱間圧延終了温度および捲取温度の
要件を満足する熱延鋼帯であれば、次工程の熱延
鋼帯焼鈍温度をA₃変態点温度以下にすることに
より第２図Ｂに示した如き２次再結晶的異常粒成
長により粗大粒になることが判明した。この熱延
鋼帯焼鈍の保持時間は焼鈍方法およぢ鋼種によつ
て異なるが30秒以上15分以下の短時間で十分であ
る。 かくの如く、上記熱延要件および捲取要件を満
足する限りA₃変態点温度以下で15分間以下の短
時間焼鈍により２次再結晶的な異常成長により結
晶の粗大化が容易に起ることは全く新規な発見で
ある。その理由は明確ではないが、焼鈍前の熱延
鋼帯の結晶組織は第１図Ｂに示した如く極めて微
細な再結晶組織であるので、微細粒中のやや大き
い結晶粒が核となり、他の微細なマトリツクス粒
を喰つて２次再結晶的な異常粒成長が起ることに
よるものと考えられる。 上記実験結果から無方向性電磁鋼帯の製造に当
り、上記限定組成のスラブの熱間圧延に際しては
圧延終了温度を600〜700℃とし、かつ捲取温度を
500℃以上とし、該熱延鋼帯をA₃変態点以下の温
度範囲で30秒間以上15分間以下の熱延鋼帯焼鈍を
施すことによつて第２図Ｂにて示した如き粗大粒
を形成し得ることが判明したのでこの要件を本発
明の限定条件とした。なお、上記実験の熱延鋼帯
焼鈍後のＣ含有量は0.005％とほとんど脱炭され
ていなかつたので、本発明による熱延条件および
熱焼鋼帯焼鈍条件を満足する限り脱炭処理は不要
であることが判明した。 次に本発明要件による無方向性電磁鋼板の磁気
特性を確認するために、第２図に示した如き熱延
鋼帯焼鈍後の結晶組織を有する供試材Ａ、Ｂ、Ｃ
の各熱焼鋼帯を同一条件で酸洗し、次いで冷間圧
延によりいずれも0.50mm厚さにし750℃、２分間
の光輝焼鈍処理を行つた後磁気特性を測定した結
果は第３表に示すとおりである。

【表】 第３表より明らかな如く、本発明による熱延要件
および熱延鋼帯焼鈍要件を満足して熱延鋼帯の結
晶組織が第１図Ｂの如く極めて微細粒であり、熱
延鋼帯焼鈍により第２図Ｂに示す如く粗大粒とな
つた供試材Ｂは、磁束密度B₅₀値が1.81Tと極め
て高く、鉄損W₁₅／₅₀は6.03W／Kgと低く、本発
明による限定要件を満足しない供試材ＡおよびＣ
よりもはるかにすぐれた磁気特性を有しているこ
とが判明した。 実施例 １ Ｃ：0.007％、Si：0.29％、Mn：0.20％、Ｐ：
0.018％、酸可溶性Al：0.0007％の本発明による
限定組成を有する溶鋼を転炉およびRH真空処理
炉にて溶製し、連続鋳造で220mm厚のスラブとし
た。このスラブを1250℃に加熱し熱間圧延するに
当り、本発明材は熱間圧延終了温度を630℃、捲
取温度を540℃とし、比較材は熱間圧延終了温度
を810℃、捲取温度を570℃としていずれも2.3mm
厚の熱延鋼帯とした。次いで本発明材は連続焼鈍
炉にてA₃変態点以下の850℃にて５分間加熱の熱
延鋼帯焼鈍を施し、次いで通常の酸洗後冷間圧延
により0.50mm厚とした後連続焼鈍炉で800℃、２
分間の光輝焼鈍を施して成品とする、いわゆる１
回冷延法によるフルプロセス品とした。比較材は
熱延鋼帯焼鈍を施さず熱延鋼帯をそのまま通常の
酸洗後本発明材と同一条件で冷間圧延、光輝焼鈍
を施して成品とした。 また参考として本発明の限定組成を有し、本発
明による熱延要件、捲取要件を満足する熱延鋼帯
に熱延鋼帯焼鈍を施さず、以後本発明材と同一処
理工程で成品としたものを参考材とした。 上記本発明材、比較材、参考材成品の磁気特性
と、需要家における再焼鈍を想定した750℃、２
時間の焼鈍後の磁気特性は第４表に示すとおりで
ある。

【表】 第４表より明らかなとおり、熱間圧延終了温度が
本発明の限定要件よりも高く、かつ、熱延鋼帯焼
鈍を行わない比較材は成品および再焼鈍後の磁気
特性をも本発明材よりはるかに劣り、熱間圧延終
了温度および熱延後の捲取温度を本発明材と同一
に行つても、熱延鋼帯焼鈍を実施しない参考材も
本発明材より磁気特性がはるかに劣つている。本
発明による要件をすべて満足して始めて極めてす
ぐれた磁気特性を得ることができることを示して
いる。 実施例 ２ 実施例１と同様の方法でＣ：0.004％、Si：0.32
％、Mn：0.23％、Ｐ：0.076％、酸可溶性Al：
0.0004％の本発明による限定組成を満足する溶鋼
を溶製し、連続鋳造で220mm厚のスラブとした。
このスラブを1250℃に加熱して熱間圧延するに当
り、本発明材は熱間圧延終了温度を680℃、熱延
後の捲取温度を560℃として2.3mm厚の熱延鋼帯と
した。本発明材は次いで850℃、５分間の熱延鋼
帯焼鈍を行つた後、酸洗を行ない、通常の第１回
冷間圧延を行つた後、750℃、２分間の連続焼鈍
を挾んで圧下率８％の第２回冷間圧延を実施し
て、いてゆる２回冷延法セミプロセス成品を製造
した。比較材は従来法によつて熱間圧延終了温度
820℃、捲取温度580℃とし同様に2.3mmの熱延鋼
帯とした。比較材は次いで熱延鋼帯焼鈍を施すこ
となく直ちに酸洗、第１回冷間圧延以降本発明材
と同一工程で２回冷延法セミプロセス成品を得
た。 本発明材、比較材は、いずれもその後750℃、
２時間の焼鈍を行つた後、磁気特性を測定した結
果は第５表に示すとおりである。

【表】 第５表より明らかなとおり、この場合も従来法に
よる高温圧延終了温度の熱間圧延後熱延鋼帯焼鈍
を施さない比較材は、本発明材よりもはるかに磁
気特性が劣り、本発明による要件をすべて満足す
る場合には磁束密度、鉄損ともすぐれたセミプロ
セス成品が得られることを示している。 実施例 ３ 実施例１と同一方法で、Ｃ：0.005％、Si：1.13
％、Mn：0.36％、Ｐ：0.019％、Al：0.25％の本
発明による限定組成を満足する溶鋼を溶製し、連
続鋳造で220mm厚のスラブとした。このスラブを
1250℃に加熱して熱間圧延するに当、本発明材は
熱間圧延終了温度を650℃、熱延後の捲取温度を
550℃として2.3mm厚の熱延鋼帯を製造した。この
熱延鋼帯に870℃、５分間の熱延鋼帯焼鈍を施し、
通常の酸洗後冷間圧延により0.50mm厚とし、その
後連続焼鈍炉で850℃、２分間の光輝焼鈍を施し
て成品とした。 一方、比較材は従来法により熱間圧延終了温度
835℃、熱延後の捲取温度を600℃として2.3mm厚
の熱延鋼帯を得、その後熱延鋼帯焼鈍を施すこと
なく、そのまま通常の酸洗後、本発明材と同様に
処理して0.50mm厚成品を得た。かくして得た本発
明材および比較材の磁気特性を測定した結果は第
６表に示すとおりである。

【表】 第６表より明らかなとおり、本発明材は比較材よ
りも磁束密度B₅₀値および鉄損値W₁₅／₅₀とも、
はるかにすぐれていることがわかる。 上記各実施例より明らかなとおり、本発明は成
分組成を限定したスラブを使用し、その熱間圧延
に際しては圧延終了温度を600〜700℃、熱延後の
捲取温度を500℃以上に規制し、かつ熱延鋼帯を
該鋼のA₃変態点以下の温度で30秒以上15分以下
の短時間焼鈍する工程を加え、その後酸洗および
冷間圧延、焼鈍の各工程は通常の方法によつても
得られた成品は磁束密度が極めて高く、かつ鉄損
値の低いすぐれた無方向性電磁鋼帯を得ることが
できる効果を収め得た。 これは本発明法による場合の熱延鋼帯の結晶組
織は極めて微細であり、これをA₃変態点以下の
温度で熱延鋼帯焼鈍を行なうことにより２次再結
晶的な異常粒成長により粗大粒を得ることができ
たことによるものであつて本発明の大きな特徴で
ある。また、本発明によれば熱間圧延終了温度が
600〜700℃と従来法に比し著しく低温であるほ
か、熱延鋼帯焼鈍もA₃変態点以下の温度で15分
間以下の短時間で十分であるので省エネルギーと
なり製造コストも低減し得る副次的効果もある。

【図面の簡単な説明】

第１図Ａ，Ｂ，Ｃは本発明の基本実験における
第２表にて示した供試材Ａ、Ｂ、Ｃのそれぞれの
熱延鋼帯の結晶組織を示す30倍の顕微鏡写真、第
２図Ａ，Ｂ，Ｃは供試材Ａ，Ｂ，Ｃの熱延鋼帯に
850℃、５分間の熱延鋼帯焼鈍を施した後のそれ
ぞれの結晶組織を示す30倍の顕微鏡写真である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 低炭素鋼を熱間圧延して熱延鋼帯とする工程
   と、前記熱延鋼帯を焼鈍した後酸洗する工程と、
   前記酸洗鋼帯を１回の冷間圧延もしくは中間焼鈍
   を挾む２回の冷間圧延により冷延鋼帯とする工程
   と、前記冷延鋼帯にフルプロセスまたはセミプロ
   セスによる焼鈍を施す工程と、を有して成る無方
   向性電磁鋼板の製造方法において、前記低炭素鋼
   は重量比にてＣ：0.02％以下、Siもしくは（Si＋
   Al）のいずれかが1.5％以下、Mn：1.0％以下、
   Ｐ：0.20％以下を含み残部はFeおよび不可避的不
   純物より成り、前記熱間圧延工程における圧延終
   了温度を600〜700℃、捲取温度を500℃以上の温
   度範囲で行ない、次いで前記捲取鋼帯をA₃変態
   点以下の温度で30秒間以上15分間以下の時間焼鈍
   することを特徴とする磁気特性のすぐれた無方向
   性電磁鋼帯の製造方法。