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JP6008157B2 - 磁気特性に優れるセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

磁気特性に優れるセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、セミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、具体的には、磁気特性に優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
近年の省エネルギー化という世界的な流れの中で、電気機器には、高効率化が強く望まれるようになってきている。無方向性電磁鋼板は、電気機器の鉄心材料として広く使用されており、電気機器の高効率化を達成するためには、無方向性電磁鋼板の高磁束密度化、低鉄損化が不可欠である。このような要求に対応して、無方向性電磁鋼板においては、主に、ＳｉやＡｌ等の固有抵抗を高める元素を添加したり、板厚を低減したりすることで低鉄損化を、また、冷延前の結晶粒径の粗大化や、冷延圧下率の最適化などによって高磁束密度化を図る努力がなされてきている。
ところで、無方向性電磁鋼板には、所定の鉄心形状に打ち抜いた後、焼鈍を施さないで使用するフルプロセス材と、打ち抜き後に歪取焼鈍を施し、磁気特性を改善して使用するセミプロセス材がある。後者のセミプロセス材は、打ち抜き性を向上させるために、打ち抜き前の結晶粒を小さくしておき、その後の歪取焼鈍で結晶粒を粗大化させることによって、良好な鉄損特性を得ることができるという利点がある。しかし、結晶粒の成長にともなって、｛１１１｝粒が発達するため、磁束密度が低下するという問題がある。
この問題に対しては、例えば、特許文献１には、Ｍｎを０．７５〜１．５ｍａｓｓ％含有させ、そのＭｎに対し多い目のＣを共存させ、このＭｎ，Ｃ共存の下で冷延後の焼鈍を実施し、Ｃ量を０．００５％以下とすることで、歪取焼鈍後に優れた磁気特性を有するセミプロセス材が得られることが開示されている。
特公平０６−０４３６１４号公報
しかしながら、上記特許文献１の方法では、Ｃを添加しているため、最終製品板とする前に脱炭焼鈍を施す必要があり、製造コストが大きくなるという問題がある。
本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、歪取焼鈍後において高磁束密度かつ低鉄損のセミプロセス無方向性電磁鋼板を安価に提供することにある。
発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討を重ねた。その結果、不純物として含まれるＳｅを極力低減するとともに、冷延後の再結晶焼鈍における昇温速度を従来よりも急速加熱することで、歪取焼鈍後の磁束密度と鉄損特性が著しく優れる無方向性電磁鋼板が得られることを見出し、本発明を開発するに至った。
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１５〜２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下およびＳｅ：０．００１０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延した後、再結晶焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記再結晶焼鈍における７４０℃までの平均昇温速度を１００℃／ｓ以上として加熱することを特徴とするセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法である。
本発明に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
また、本発明に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａを０．００１０〜０．００５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
本発明によれば、回転機や小型トランスなど電気機器の高効率化に寄与する優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を、特別な元素を添加することなく、安価に提供することができる。
歪取焼鈍後の磁束密度に及ぼす再結晶焼鈍における昇温速度の影響を示すグラフである。 歪取焼鈍後の鉄損に及ぼす再結晶焼鈍における昇温速度の影響を示すグラフである。 歪取焼鈍後の磁束密度に及ぼすＳｅ含有量の影響を示すグラフである。 歪取焼鈍後の鉄損に及ぼすＳｅ含有量の影響を示すグラフである。
まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
歪取焼鈍後の磁気特性に及ぼす再結晶焼鈍における昇温速度の影響について調査するため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％およびＳｅ：０．０００２ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを１１００℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、９８０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で板厚０．３５ｍｍの冷延板とし、その後、直接通電加熱炉で、７４０℃までの平均昇温速度を３０〜３００℃／ｓの範囲で種々に変化させて加熱し、７４０℃で１０秒間保持した後、冷却して冷延焼鈍板とした。
斯くして得た冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向試験片およびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向試験片を切り出し、７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施した後、エプスタイン法で磁気特性（磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０）を測定し、その結果を図１および図２に示した。
これらの図から、再結晶焼鈍における平均昇温速度を１００℃／ｓ以上とすることによって、磁気特性を大きく向上することができることがわかる。これは、再結晶焼鈍時の昇温速度を高めることで、｛１１１｝粒の再結晶が抑制されて、｛１１０｝粒や｛１００｝粒の再結晶が促進される結果、歪取焼鈍時に、｛１１０｝粒や｛１００｝粒が｛１１１｝粒を蚕食して優先的に粒成長するため、磁気特性が向上したものと考えられる。
次いで、上記の知見に基いて、上記実験に用いた鋼に類似した成分組成の鋼を数チャージ出鋼して無方向性電磁鋼板を製造し、その鋼板から上記と同じ要領でエプスタイン試験片を切り出し、歪取焼鈍を施した後、磁気特性を測定したところ、大きなバラつきが認められた。この原因を調査するため、特性が良好な試験片と劣位な試験片について比較調査したところ、磁気特性の劣位な試験片では、粒界にＭｎＳｅが多く析出しており、歪取焼鈍後の粒径も小さくなっていることが明らかになった。
そこで、歪取焼鈍時の粒成長性におよぼすＳｅ含有量の影響について調査するため、Ｃ：０．００２１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．３ｍａｓｓ％およびＮ：０．００２５ｍａｓｓ％を基本成分とし、これにＳｅをＴｒ．〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させて添加した鋼を実験室にて溶解し、鋼塊とした後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、その後、板厚０．３５ｍｍまで冷間圧延して、直接通電加熱炉で、平均昇温速度２００℃／ｓで７４０℃まで加熱し、７４０℃から８００℃まで３０℃／ｓで加熱し、その温度で１０秒間保持した後、冷却して冷延焼鈍板とした。
斯くして得た冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向試験片およびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向試験片を切り出し、７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施した後、エプスタイン法で磁気特性（磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０）を測定し、その結果を図３および図４に示した。
これらの図から、Ｓｅの含有量を０．００１０ｍａｓｓ％以下に低減することによって、磁気特性が向上すること、言い換えれば、Ｓｅを０．００１０ｍａｓｓ％超え添加すると、粒界にＭｎＳｅが析出して、歪取焼鈍時の粒成長を阻害するようになり、磁気特性を劣化させることが明らかとなった。本発明は、上記の新規な知見に基いてなされたものである。
次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｃは、製品鋼板中に０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有していると、磁気時効を起こして鉄損特性を劣化させるので、上限は０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な元素であり、斯かる効果を得るためには１ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。一方、４ｍａｓｓ％を超えて添加すると、磁束密度が低下したり、圧延して製造することを困難としたりするので、上限は４ｍａｓｓ％とする。好ましくは１〜４ｍａｓｓ％、より好ましくは１．５〜３ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０３〜２ｍａｓｓ％
Ｍｎは、熱間加工性を改善するのに有効な元素であるが、０．０３ｍａｓｓ％未満では十分な効果が得られず、一方、２ｍａｓｓ％を超える添加は、原料コストの上昇を招くので、０．０３〜２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０５〜２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．１〜１．６ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な元素であるが、０．２ｍａｓｓ％以上の添加は、鋼を硬質化し、圧延性を低下させるため、上限は０．２ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓ：０．００４ｍａｓｓ％以下
Ｓは、不可避的に混入してくる不純物元素であり、０．００４ｍａｓｓ％を超えて含有すると、硫化物系析出物を形成して歪取焼鈍時の粒成長を阻害し、磁気特性を劣化させるので、本発明においては、上限を０．００４ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌ：２ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な元素であるが、２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、圧延して製造することが難しくなるので、上限は２ｍａｓｓ％とする。下限値は、特に制限はなく、０ｍａｓｓ％であってもよい。好ましくは０．００１〜２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．１〜１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下
Ｎは、不可避的に混入してくる不純物元素であり、０．００４ｍａｓｓ％を超えて含有すると、窒化物系析出物を形成し、歪取焼鈍時の粒成長を阻害して磁気特性を劣化させるので、本発明においては、上限を０．００４ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｅ：０．００１０ｍａｓｓ％以下
Ｓｅは、上述した実験結果からわかるように、歪取焼鈍後の磁気特性を劣化させる有害な元素である。そこで、本発明においては、Ｓｅを０．００１０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０００５ｍａｓｓ％以下である。
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記必須とする成分の他に、以下の成分を適宜含有することができる。
Ｓｎ，Ｓｂ：それぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％
ＳｎおよびＳｂは、集合組織を改善して磁束密度を向上させるだけでなく、鋼板表層の酸化や窒化、それに伴う表層微細粒の生成を抑制することによって、磁気特性の劣化を防止する等の作用効果を有する元素である。斯かる効果を得るためには、ＳｎおよびＳｂのうちの１種または２種を０．００３ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、０．５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、逆に、結晶粒の成長が阻害され、磁気特性の低下を招くおそれがある。よって、ＳｎおよびＳｂは、それぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｃａ：０．００１０〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓｅ化合物と複合化して粗大な析出物を形成するため、歪取焼鈍時の粒成長を促進し、磁気特性を改善する効果がある。このような効果を発現させるためには、０．００１０ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、０．００５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、ＣａＳの析出量が多くなり、却って鉄損が上昇するため、上限は０．００５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
なお、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲内であれば、他の元素の含有を拒むものではない。
次に、本発明のセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、先ず、本発明に適合する上記成分組成を有する鋼を転炉や電気炉、真空脱ガス装置などを用いた通常の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼スラブとする。
次いで、上記鋼スラブを通常の方法で熱間圧延して、熱延板とした後、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍は、本発明においては必須の工程ではないが、磁気特性の向上に有効であるため、適宜採用するのが好ましい。熱延板焼鈍を施す場合には、焼鈍温度は７５０〜１０５０℃の範囲とするのが好ましい。焼鈍温度が７５０℃未満では、未再結晶組織が残存し、熱延板焼鈍の効果が得られないおそれがあり、一方、１０５０℃を超えると、焼鈍設備に多大な負荷がかかるためである。より好ましくは８００〜１０００℃の範囲である。
上記熱間圧延後、あるいは、上記熱間圧延後、熱延板焼鈍を施した鋼板は、その後、酸洗した後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。この際の圧下率等の圧延条件は、通常の無方向性電磁鋼板の製造条件と同様で構わない。
次いで、上記冷間圧延後の鋼板は、再結晶焼鈍を施す。この再結晶焼鈍は、本発明において、最も重要な工程であり、加熱条件として、再結晶温度域までを急速加熱する、具体的には、室温〜７４０℃まで間の平均昇温速度を１００℃／ｓ以上とする急速加熱を行うことが必要である。なお、急速加熱する終点温度は少なくとも再結晶が完了する温度である７４０℃であればよく、７４０℃を超える温度としてもよい。しかし、終点温度が高温になるほど、加熱に要する設備コストや電力コストが増大するため、安価に製造する上では好ましくない。なお、１００℃／ｓ以上で急速加熱する方法についても、特に制限はなく、例えば、通電加熱法あるいは誘導加熱法などの方法を好適に用いることができる。
急速加熱して再結晶させた鋼板は、その後、均熱焼鈍を適宜施した後、冷却して、製品板とする。なお、上記再結晶温度から均熱温度までの昇温速度や、均熱温度、均熱時間は、通常の無方向性電磁鋼板で行われている条件に従って行えばよく、特に制限はないが、例えば、７４０℃から均熱温度までの昇温速度は１〜５０℃／ｓ、均熱温度は７４０〜９５０℃、均熱時間は５〜６０秒の範囲とすることが好ましい。より好ましい均熱温度は７４０〜９００℃の範囲である。また、均熱焼鈍後の冷却条件についても特に制限はない。
表１に示した各種成分組成を有する鋼を溶製して鋼スラブとした後、該鋼スラブを１０８０℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、同じく表１に示した各種条件で熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で、同じく表１に示した各種板厚の冷延板とした。その後、上記冷延板を、直接通電加熱炉で、同じく表１に示した条件で急速加熱終点温度まで急速加熱した後、均熱温度まで２０℃／ｓで加熱し、１０秒間保持した後、冷却して冷延焼鈍板（無方向性電磁鋼板）とした。
斯くして得た冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよび、Ｃ：１８０ｍｍ×Ｌ：３０ｍｍのＣ方向サンプルを切り出し、７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施した後、エプスタイン法で磁気特性（磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０）を測定した。
Figure 0006008157
Figure 0006008157
上記測定の結果を、鋼成分、再結晶焼鈍条件とともに表１に示した。表１から、本発明の成分組成を満たす無方向性電磁鋼板は、いずれも歪取焼鈍後に優れた磁気特性を有していることがわかる。

Claims (3)

  1. Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１５〜２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下およびＳｅ：０．００１０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延した後、再結晶焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記再結晶焼鈍における７４０℃までの平均昇温速度を１００℃／ｓ以上として加熱することを特徴とするセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１に記載のセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 上記成分組成に加えてさらに、Ｃａを０．００１０〜０．００５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１または２に記載のセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。
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