JP2004225151A - 下地被膜を有しない、打ち抜き加工性の良好な方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】フォルステライト被膜のない電磁鋼板における、磁気特性のばらつきを抑制する方途を与える
【解決手段】Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５〜３．０ｍａｓｓ％を含み、ｓｏｌ．Ａｌを１００ｐｐｍ以下およびＮを５０ｐｐｍ以下にそれぞれ低減し、かつＳおよびＳｅをそれぞれ５０ｐｐｍ以下に低減した溶鋼を用いて製造したスラブを、熱間圧延し、次いで１回若しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、露点が４０℃以下の雰囲気にて再結晶焼鈍を行い、その後最終仕上げ焼鈍を露点が４０℃以下の雰囲気にて行って、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする下地被膜を有しない、方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱間圧延の粗圧延出側温度を、溶鋼の不純物量に応じて所定の式から求められる温度以上に制御する。
【選択図】 なし
【解決手段】Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５〜３．０ｍａｓｓ％を含み、ｓｏｌ．Ａｌを１００ｐｐｍ以下およびＮを５０ｐｐｍ以下にそれぞれ低減し、かつＳおよびＳｅをそれぞれ５０ｐｐｍ以下に低減した溶鋼を用いて製造したスラブを、熱間圧延し、次いで１回若しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、露点が４０℃以下の雰囲気にて再結晶焼鈍を行い、その後最終仕上げ焼鈍を露点が４０℃以下の雰囲気にて行って、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする下地被膜を有しない、方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱間圧延の粗圧延出側温度を、溶鋼の不純物量に応じて所定の式から求められる温度以上に制御する。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として小型のモーターや発電機の鉄心材料に用いられる方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、小型トランスでは、電磁鋼板を積層してコアとして使用している。このコアの代表的な形状としては、図１（ａ）または（ｂ）に示すような、ＥＩ型コアが知られている。このＥＩ型コアは、打ち抜き加工により製造されているが、打ち抜く際に発生するスクラップの量が少ない、同図（ｃ）に示すような、効率的な加工方法が用いられている。
【０００３】
現在、このＥＩ型コア用の鉄心材料には、無方向性電磁鋼板と方向性電磁鋼板の両方が用いられている。まず、無方向性電磁鋼板を使用した場合は、方向性電磁鋼板を使用した場合に比較して磁気特性のレベルが低いために、コアの磁気特性は劣っている。しかしながら、無方向性電磁鋼板は方向性電鋼板に比較して製造プロセスが単純で価格を低く抑えられることから、経済的な観点から使用されている。
【０００４】
一方、方向性電磁鋼板は、圧延方向の磁気特性は良好であるが、圧延直角方向の磁気特性は著しく劣っている。但し、ＥＩコア内での磁束の流れは、その２割程度は圧延直角方向に流れるが、８割程度は圧延方向であるから、ＥＩ型コアの鉄心材料として方向性電磁鋼板を使用した場合には、無方向性電磁鋼板よりも遥かに良好な特性が得られる。そのため、鉄損を重視する多くの場合には方向性電磁鋼板が用いられている。
【０００５】
ここで、ＥＩ型コアは、鋼板を金型によって打抜き加工することによって製造されている。通常、方向性電磁鋼板の表面には、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とした下地被膜（グラス被膜）が施されているが、無方向性電磁鋼板に施されている有機樹脂系の被膜に比べて、フォルステライト被膜は著しく硬質であるため、打抜金型の磨耗が大きい。そのために、金型の再研磨または交換が必要となり、需要家における鉄心加工時の作業効率の低下とコストアップをもたらすことになる。また、スリット性、切断性も同様にフォルステライト被膜の存在により劣化する。
【０００６】
方向性電磁鋼板の打抜加工性を改善する方法として、フォルステライト被膜を酸洗や研削などにて除去することが一般的であるが、コスト高になるのみならず、表面性状が悪化し磁気特性も劣化するという、大きな問題がある。
【０００７】
一方、特許文献１および特許文献２には、仕上焼鈍時に適用するＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤中に薬剤を配合し、フォルステライト被膜の形成を抑制する技術が、また特許文献３には、Ｍｎを含有する素材にシリカ、アルミナを主体とする焼鈍分離剤を適用する技術が、それぞれ提案されている。
【０００８】
これらの方法では、コイルの層間における仕上焼鈍雰囲気の変動によりフォルステライトが部分的に形成されることが多く、フォルステライトの形成を完全に抑制した製品板を得ることは、極めて困難であった。
【０００９】
これに対して、発明者らは、特許文献４において、インヒビタ成分を含有しない高純度素材を用いて、固溶窒素の粒界移動抑制効果を利用して二次再結晶を発現させる技術を提案した。この技術では、高温でのインヒビタ成分の純化が不要となるため、焼鈍分離剤を用いずに仕上焼鈍することが可能となり、フォルステライト被膜のない鋼板を得ることができる。
【００１０】
さらに、Ｃを低減した成分を用いて再結晶焼鈍における雰囲気を低酸化性とすることによって、酸化被膜の生成をさらに抑制する技術を、特許文献５に提案した。これらの技術により、フォルステライトを形成しない方向性電磁鋼板を安価に製造することができるようになった。そして、このような表面に硬質なフォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板は、ＥＩ型コア等の、打ち抜き加工性を重視する小型電気機器に有利に適合する。
【００１１】
【特許文献１】
特公平６−４９９４８号公報
【特許文献２】
特公平６−４９９４９号公報
【特許文献３】
特開平８−１３４５４２号公報
【特許文献４】
特開２０００−１２９３５６号公報
【特許文献５】
特開２００１−３２０２１号公報
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、発明者らが、上記の技術にて製造を重ねる内に、最終製品のコイル長手方向において、電磁特性のばらつきが生じることがわかった。
【００１３】
そこで、本発明は、フォルステライト被膜のない電磁鋼板における、磁気特性のばらつきを抑制する方途を与えることによって、均一な電磁特性を有する方向性電磁鋼板を提供しようとするものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
さて、最終製品のコイル長手方向における電磁特性のばらつきについて、その原因を調査したところ、例えばＳ、Ｓｅの様なＭｎ化合物を作る微量元素が比較的多い場合に、ばらつきが大きいことがわかった。すなわち、これら不純物が多い場合に、スラブ再加熱により一旦再固溶した不純物が熱間圧延の粗圧延時に温度の低い部分で再析出を開始し、その析出物が粗大にオストワルド成長することによって、以降の再結晶焼鈍過程において、コイル内の再結晶が不均一になり、結果として、最終製品の電磁特性にばらつきを生じさせている、と考えられる。
【００１５】
ここに、方向性電磁鋼板の素材となるスラブは、一般的に燃焼ガスを燃料とするガス炉で再加熱された後、熱間圧延に供されるが、熱間圧延前の加熱抽出温度や熱間圧延の粗圧延出側温度、或いは仕上圧延出側温度は、通常は鋼種によって一義的に決められている。
【００１６】
そこで、発明者らは、上記課題を解決するための方途について鋭意究明したところ、溶鋼中の不純物の含有量に応じて熱間圧延の粗圧延出側温度を制御することが、上記課題を解決するのに極めて有効であることを知見するに到った。
以下、本発明を成功に至らしめた実験について説明する。
【００１７】
Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．０５ｍａｓｓ％を含有し、かつＡｌを３０ｐｐｍ、Ｎを１５ｐｐｍ、Ｓを５、１０、２０、３０、４０ｐｐｍの５水準とし、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを、連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を８５０〜１１００℃までの範囲内の種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００１８】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上げ焼鈍を行った。
【００１９】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、図２に示すように、微量元素であるＳの含有量が増大するに従って、粗圧延出側温度が低い場合に良好な電磁特性が得られなくなった。
この理由は、次の通りと考えられる。
【００２０】
すなわち、鋼中に含まれるＳは，スラブの状態ではＭｎＳの様な硫化物として析出している。このスラブを加熱することで硫化物は固溶するが，粗圧延のような歪みを付与することで歪みの部分が析出の核となる。圧延中に温度が下がることで硫化物の再析出が始まるが、この再析出は不純物の量が多いほど、より高温側で開始する。粗圧延中に析出が開始した部分は，仕上げ圧延までに析出物のオストワルド成長が起こるため、以降の工程でのコイル長手方向の再結晶が不均一になり、最終製品において均一かつ良好な電磁特性が得られなかったもの、と考えられる。
【００２１】
Ｓと同様に、Ｍｎ化合物を作るＳｅについても同様の検討を行った。
すなわち、Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、 Ｍｎ：０．０５ｍａｓｓ％、Ａｌ：２５ｐｐｍおよびＮを１５ｐｐｍ含有し、Ｓ：５ｐｐｍであって、Ｓｅが２０、３０、４０、５０ｐｐｍの各水準であり、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを、連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を８５０〜１１００℃までの範囲内の種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００２２】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上焼鈍を行った。
【００２３】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、図３に示すように、Ｓの場合と同様に、微量元素であるＳｅの含有量が増大するに従って、粗圧延出側温度が低い場合に良好な電磁特性が得られなくなった。
この理由についても前述の通りと考えられる。
【００２４】
さらに、Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５ｍａｓｓ％およびＮを１５ｐｐｍ含有し、Ｓ：５ｐｐｍ、Ｓｅ：１０ｐｐｍ、Ａｌが２０、５０、８０ｐｐｍの各水準であり、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を８５０〜１１００℃までの範囲内の種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００２５】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上焼鈍を行った。
【００２６】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、図４に示すように、ＳおよびＳｅの場合と同様に、微量元素であるＡｌの含有量が増大するに従って、粗圧延出側温度が低い場合に良好な電磁特性が得られなくなった。
この理由についても前述の通りと考えられる。
【００２７】
以上の実験により、鋼中の不純物元素の含有量に応じて粗圧延出側温度を制御することによって、良好な磁気特性が得られることがわかった。
そして、これらの実験を含めて、粗圧延出側温度と鋼中不純物元素との関係について鋭意調査したところ、粗圧延出側温度Ｔ（℃）を
Ｔ≧３．１４×［Ｓ（ｐｐｍ） ］＋１．２８×［Ｓｅ（ｐｐｍ）］＋１．１４×［Ａｌ（ｐｐｍ）］＋８４２
となるように制御することが、良好な電磁特性を得るためには望ましいことを見出した。すなわち、前掲の実験を含めた種々の実験から、鋼中不純物の中でも特にＳ、ＳｅおよびＡｌが最低限必要な粗圧延出側温度に与える影響が強いことを明らかにし、これら元素含有量と粗圧延出側温度との相関関係を調査して前式を導出したのである。
【００２８】
なお、不純物元素の影響を排除するためには不純物元素そのものを除去することも有効であるが、精錬コストの増加を招き、また不可避的に元素が含まれるので、実用的では無い。
【００２９】
以上の実験を基に、良好な磁気特性が安定して得られることを新規に知見し、本発明を完成させたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次の通りである。
（１）Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５〜３．０ｍａｓｓ％を含み、ｓｏｌ．Ａｌを１００ｐｐｍ以下およびＮを５０ｐｐｍ以下にそれぞれ低減し、かつＳおよびＳｅをそれぞれ５０ｐｐｍ以下に低減した溶鋼を用いて製造したスラブを、熱間圧延し、次いで１回若しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、露点が４０℃以下の雰囲気にて再結晶焼鈍を行い、その後最終仕上げ焼鈍を露点が４０℃以下の雰囲気にて行って、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする下地被膜を有しない、方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱間圧延の粗圧延出側温度Ｔ（℃）を、
Ｔ≧３．１４×［Ｓ（ｐｐｍ） ］＋１．２８×［Ｓｅ（ｐｐｍ）］＋１．１４×［Ａｌ（ｐｐｍ）］＋８４２
に制御することを特徴とする下地被膜を有しない打ち抜き加工性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。
【００３０】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の各構成要件について、その限定理由を述べる。
まず、この電磁鋼板を製造する際の、溶鋼成分の限定理由を以下に説明する。
溶鋼におけるＣが０．０８ｍａｓｓ％を超えると、鋼板における磁気時効の起こらないＣ含有量である５０ｐｐｍ以下の範囲に、低減することが困難になるため、０．０８ｍａｓｓ％以下に制限する。特に、素材段階で５０ｐｐｍ以下に低減しておくことが、再結晶焼鈍を乾燥雰囲気で行い脱炭を省略して平滑な製品表面を得る上で望ましい。または、Ｃ量が高い素材の場合、最終仕上焼鈍後、平坦化焼鈍時に低酸化性雰囲気で脱炭することも可能である。
【００３１】
Ｍｎは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、０．００５ｍａｓｓ％未満であると効果がなく一方３．０ｍａｓｓ％を超えると磁束密度が低下するため、０．００５〜３．０ｍａｓｓ％とする。
【００３２】
ｓｏｌ． Ａｌは１００ｐｐｍ以下に、Ｎは５０ｐｐｍ以下好ましくは３０ｐｐｍ以下に、それぞれ低減することが、良好に二次再結晶を発現させるために必要である。
また、析出物形成元素であるＳおよびＳｅについても、それぞれ５０ｐｐｍ以下、好ましくは３０ｐｐｍ以下に低減することが必要である。
【００３３】
上記成分を有する溶鋼は、通常の通常造塊法または連続鋳造法にてスラブとしてもよいし、１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。その後の熱間圧延は、必要に応じて熱延板焼鈍を施してもよい。ここで、上述したように、熱間圧延の粗圧延出側温度Ｔ（℃）を、
Ｔ≧３．１４×［Ｓ（ｐｐｍ） ］＋１．２８×［Ｓｅ（ｐｐｍ）］＋１．１４×［Ａｌ（ｐｐｍ）］＋８４２
に従って制御することが必要である。
【００３４】
次いで、１回若しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、露点が４０℃以下の雰囲気にて再結晶焼鈍を行い、その後最終仕上げ焼鈍を露点が４０℃以下の雰囲気にて行って、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする下地被膜を有しない、方向性電磁鋼板を製造する。
ここで、最終冷延後の再結晶焼鈍は、８００〜１０００℃の範囲で行うことが好適である。再結晶焼鈍の雰囲気は露点４０℃以下の雰囲気で行う。露点が高すぎると鋼板表面に酸化物を形成し良好な鉄損が得られなくなる。
【００３５】
また、Ｃによる磁気時効を起こさないためには、Ｃを５０ｐｐｍ以下に低減する必要があるが、溶鋼成分としてＣを５０ｐｐｍ以下を含有する素材を用いる場合には脱炭の必要が無いために、溶鋼成分のＣを５０ｐｐｍ以下として再結晶焼鈍の雰囲気を０℃以下の非酸化性にすることは、鋼板表面に酸化物の形成をより少なくするために有効である。
【００３６】
その後、最終仕上焼鈍を施すことにより二次再結晶組織を発達させる。最終仕上焼鈍の雰囲気も再結晶焼鈍と同様の理由で、露点４０℃以下に抑えることが必要である。
【００３７】
【実施例】
実施例１
Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．０５ｍａｓｓ％を含有し、かつＡｌを３０ｐｐｍ、Ｎを１５ｐｐｍ、Ｓｅを１０ｐｐｍ、Ｓを５、１０、２０、３０、４０ｐｐｍの５水準とし、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を表１に示す種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００３８】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上焼鈍を行った。
【００３９】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、表１に併記するように、Ｓ：５ｐｐｍおよび１０ｐｐｍでは粗圧延出側温度：９５０℃以上で、Ｓ：２０ｐｐｍおよび３０ ｐｐｍでは同１０００℃以上で、Ｓ：４０ｐｐｍでは同１０５０℃以上で、Ｂ８：１．８３Ｔ以上の良好な磁気特性が得られた。
【００４０】
【表１】
【００４１】
実施例２
Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ａｌ：２５ｐｐｍおよびＭｎ：０．０５ｍａｓｓ％を含有し、Ｎ：１５ｐｐｍ、Ｓ：５ｐｐｍであって、Ｓｅが２０、３０、４０、５０ｐｐｍの４水準であり、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を表２に示す種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００４２】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上焼鈍を行った。
【００４３】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、表２に併記するように、Ｓｅ：１０ｐｐｍでは粗圧延出側温度：９００℃以上で、Ｓｅ：２０ｐｐｍ、３０ｐｐｍおよび４０ｐｐｍでは同９５０℃以上で、Ｂ８：１．８３Ｔ以上の良好な磁気特性が得られた。
【００４４】
【表２】
【００４５】
実施例３
Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５ｍａｓｓ％およびＮ：１５ｐｐｍ含有し、Ｓ：５ｐｐｍ、Ｓｅ：１０ｐｐｍであって、Ａｌが２０、５０、８０ｐｐｍの３水準であり、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を表３に示す種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００４６】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上焼鈍を行った。
【００４７】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、表３に併記するように、Ａｌ：２０ｐｐｍでは粗圧延出側温度：９００℃以上で、Ａｌ：５０ｐｐｍでは同９５０℃以上で、そしてＡｌ：８０ｐｐｍでは同１０００℃以上で、Ｂ８：１．８３Ｔ以上の良好な磁気特性が得られた。
【００４８】
【表３】
【００４９】
【発明の効果】
本発明によれば、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする下地被膜（グラス被膜）を有しないため打ち抜き加工性に優れ、しかもコイル長さ方向に安定した磁気特性を有する方向性電磁鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＥＩ型コアの形状を示す図である。
【図２】不純物Ｓ量と熱間圧延時の粗圧延出側温度を変えた場合のＢ８を示す図である。
【図３】不純物Ｓｅ量と熱間圧延時の粗圧延出側温度を変えた場合のＢ８を示す図である。
【図４】不純物Ａｌ量と熱間圧延時の粗圧延出側温度を変えた場合のＢ８を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として小型のモーターや発電機の鉄心材料に用いられる方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、小型トランスでは、電磁鋼板を積層してコアとして使用している。このコアの代表的な形状としては、図１（ａ）または（ｂ）に示すような、ＥＩ型コアが知られている。このＥＩ型コアは、打ち抜き加工により製造されているが、打ち抜く際に発生するスクラップの量が少ない、同図（ｃ）に示すような、効率的な加工方法が用いられている。
【０００３】
現在、このＥＩ型コア用の鉄心材料には、無方向性電磁鋼板と方向性電磁鋼板の両方が用いられている。まず、無方向性電磁鋼板を使用した場合は、方向性電磁鋼板を使用した場合に比較して磁気特性のレベルが低いために、コアの磁気特性は劣っている。しかしながら、無方向性電磁鋼板は方向性電鋼板に比較して製造プロセスが単純で価格を低く抑えられることから、経済的な観点から使用されている。
【０００４】
一方、方向性電磁鋼板は、圧延方向の磁気特性は良好であるが、圧延直角方向の磁気特性は著しく劣っている。但し、ＥＩコア内での磁束の流れは、その２割程度は圧延直角方向に流れるが、８割程度は圧延方向であるから、ＥＩ型コアの鉄心材料として方向性電磁鋼板を使用した場合には、無方向性電磁鋼板よりも遥かに良好な特性が得られる。そのため、鉄損を重視する多くの場合には方向性電磁鋼板が用いられている。
【０００５】
ここで、ＥＩ型コアは、鋼板を金型によって打抜き加工することによって製造されている。通常、方向性電磁鋼板の表面には、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とした下地被膜（グラス被膜）が施されているが、無方向性電磁鋼板に施されている有機樹脂系の被膜に比べて、フォルステライト被膜は著しく硬質であるため、打抜金型の磨耗が大きい。そのために、金型の再研磨または交換が必要となり、需要家における鉄心加工時の作業効率の低下とコストアップをもたらすことになる。また、スリット性、切断性も同様にフォルステライト被膜の存在により劣化する。
【０００６】
方向性電磁鋼板の打抜加工性を改善する方法として、フォルステライト被膜を酸洗や研削などにて除去することが一般的であるが、コスト高になるのみならず、表面性状が悪化し磁気特性も劣化するという、大きな問題がある。
【０００７】
一方、特許文献１および特許文献２には、仕上焼鈍時に適用するＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤中に薬剤を配合し、フォルステライト被膜の形成を抑制する技術が、また特許文献３には、Ｍｎを含有する素材にシリカ、アルミナを主体とする焼鈍分離剤を適用する技術が、それぞれ提案されている。
【０００８】
これらの方法では、コイルの層間における仕上焼鈍雰囲気の変動によりフォルステライトが部分的に形成されることが多く、フォルステライトの形成を完全に抑制した製品板を得ることは、極めて困難であった。
【０００９】
これに対して、発明者らは、特許文献４において、インヒビタ成分を含有しない高純度素材を用いて、固溶窒素の粒界移動抑制効果を利用して二次再結晶を発現させる技術を提案した。この技術では、高温でのインヒビタ成分の純化が不要となるため、焼鈍分離剤を用いずに仕上焼鈍することが可能となり、フォルステライト被膜のない鋼板を得ることができる。
【００１０】
さらに、Ｃを低減した成分を用いて再結晶焼鈍における雰囲気を低酸化性とすることによって、酸化被膜の生成をさらに抑制する技術を、特許文献５に提案した。これらの技術により、フォルステライトを形成しない方向性電磁鋼板を安価に製造することができるようになった。そして、このような表面に硬質なフォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板は、ＥＩ型コア等の、打ち抜き加工性を重視する小型電気機器に有利に適合する。
【００１１】
【特許文献１】
特公平６−４９９４８号公報
【特許文献２】
特公平６−４９９４９号公報
【特許文献３】
特開平８−１３４５４２号公報
【特許文献４】
特開２０００−１２９３５６号公報
【特許文献５】
特開２００１−３２０２１号公報
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、発明者らが、上記の技術にて製造を重ねる内に、最終製品のコイル長手方向において、電磁特性のばらつきが生じることがわかった。
【００１３】
そこで、本発明は、フォルステライト被膜のない電磁鋼板における、磁気特性のばらつきを抑制する方途を与えることによって、均一な電磁特性を有する方向性電磁鋼板を提供しようとするものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
さて、最終製品のコイル長手方向における電磁特性のばらつきについて、その原因を調査したところ、例えばＳ、Ｓｅの様なＭｎ化合物を作る微量元素が比較的多い場合に、ばらつきが大きいことがわかった。すなわち、これら不純物が多い場合に、スラブ再加熱により一旦再固溶した不純物が熱間圧延の粗圧延時に温度の低い部分で再析出を開始し、その析出物が粗大にオストワルド成長することによって、以降の再結晶焼鈍過程において、コイル内の再結晶が不均一になり、結果として、最終製品の電磁特性にばらつきを生じさせている、と考えられる。
【００１５】
ここに、方向性電磁鋼板の素材となるスラブは、一般的に燃焼ガスを燃料とするガス炉で再加熱された後、熱間圧延に供されるが、熱間圧延前の加熱抽出温度や熱間圧延の粗圧延出側温度、或いは仕上圧延出側温度は、通常は鋼種によって一義的に決められている。
【００１６】
そこで、発明者らは、上記課題を解決するための方途について鋭意究明したところ、溶鋼中の不純物の含有量に応じて熱間圧延の粗圧延出側温度を制御することが、上記課題を解決するのに極めて有効であることを知見するに到った。
以下、本発明を成功に至らしめた実験について説明する。
【００１７】
Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．０５ｍａｓｓ％を含有し、かつＡｌを３０ｐｐｍ、Ｎを１５ｐｐｍ、Ｓを５、１０、２０、３０、４０ｐｐｍの５水準とし、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを、連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を８５０〜１１００℃までの範囲内の種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００１８】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上げ焼鈍を行った。
【００１９】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、図２に示すように、微量元素であるＳの含有量が増大するに従って、粗圧延出側温度が低い場合に良好な電磁特性が得られなくなった。
この理由は、次の通りと考えられる。
【００２０】
すなわち、鋼中に含まれるＳは，スラブの状態ではＭｎＳの様な硫化物として析出している。このスラブを加熱することで硫化物は固溶するが，粗圧延のような歪みを付与することで歪みの部分が析出の核となる。圧延中に温度が下がることで硫化物の再析出が始まるが、この再析出は不純物の量が多いほど、より高温側で開始する。粗圧延中に析出が開始した部分は，仕上げ圧延までに析出物のオストワルド成長が起こるため、以降の工程でのコイル長手方向の再結晶が不均一になり、最終製品において均一かつ良好な電磁特性が得られなかったもの、と考えられる。
【００２１】
Ｓと同様に、Ｍｎ化合物を作るＳｅについても同様の検討を行った。
すなわち、Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、 Ｍｎ：０．０５ｍａｓｓ％、Ａｌ：２５ｐｐｍおよびＮを１５ｐｐｍ含有し、Ｓ：５ｐｐｍであって、Ｓｅが２０、３０、４０、５０ｐｐｍの各水準であり、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを、連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を８５０〜１１００℃までの範囲内の種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００２２】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上焼鈍を行った。
【００２３】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、図３に示すように、Ｓの場合と同様に、微量元素であるＳｅの含有量が増大するに従って、粗圧延出側温度が低い場合に良好な電磁特性が得られなくなった。
この理由についても前述の通りと考えられる。
【００２４】
さらに、Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５ｍａｓｓ％およびＮを１５ｐｐｍ含有し、Ｓ：５ｐｐｍ、Ｓｅ：１０ｐｐｍ、Ａｌが２０、５０、８０ｐｐｍの各水準であり、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を８５０〜１１００℃までの範囲内の種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００２５】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上焼鈍を行った。
【００２６】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、図４に示すように、ＳおよびＳｅの場合と同様に、微量元素であるＡｌの含有量が増大するに従って、粗圧延出側温度が低い場合に良好な電磁特性が得られなくなった。
この理由についても前述の通りと考えられる。
【００２７】
以上の実験により、鋼中の不純物元素の含有量に応じて粗圧延出側温度を制御することによって、良好な磁気特性が得られることがわかった。
そして、これらの実験を含めて、粗圧延出側温度と鋼中不純物元素との関係について鋭意調査したところ、粗圧延出側温度Ｔ（℃）を
Ｔ≧３．１４×［Ｓ（ｐｐｍ） ］＋１．２８×［Ｓｅ（ｐｐｍ）］＋１．１４×［Ａｌ（ｐｐｍ）］＋８４２
となるように制御することが、良好な電磁特性を得るためには望ましいことを見出した。すなわち、前掲の実験を含めた種々の実験から、鋼中不純物の中でも特にＳ、ＳｅおよびＡｌが最低限必要な粗圧延出側温度に与える影響が強いことを明らかにし、これら元素含有量と粗圧延出側温度との相関関係を調査して前式を導出したのである。
【００２８】
なお、不純物元素の影響を排除するためには不純物元素そのものを除去することも有効であるが、精錬コストの増加を招き、また不可避的に元素が含まれるので、実用的では無い。
【００２９】
以上の実験を基に、良好な磁気特性が安定して得られることを新規に知見し、本発明を完成させたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次の通りである。
（１）Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５〜３．０ｍａｓｓ％を含み、ｓｏｌ．Ａｌを１００ｐｐｍ以下およびＮを５０ｐｐｍ以下にそれぞれ低減し、かつＳおよびＳｅをそれぞれ５０ｐｐｍ以下に低減した溶鋼を用いて製造したスラブを、熱間圧延し、次いで１回若しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、露点が４０℃以下の雰囲気にて再結晶焼鈍を行い、その後最終仕上げ焼鈍を露点が４０℃以下の雰囲気にて行って、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする下地被膜を有しない、方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱間圧延の粗圧延出側温度Ｔ（℃）を、
Ｔ≧３．１４×［Ｓ（ｐｐｍ） ］＋１．２８×［Ｓｅ（ｐｐｍ）］＋１．１４×［Ａｌ（ｐｐｍ）］＋８４２
に制御することを特徴とする下地被膜を有しない打ち抜き加工性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。
【００３０】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の各構成要件について、その限定理由を述べる。
まず、この電磁鋼板を製造する際の、溶鋼成分の限定理由を以下に説明する。
溶鋼におけるＣが０．０８ｍａｓｓ％を超えると、鋼板における磁気時効の起こらないＣ含有量である５０ｐｐｍ以下の範囲に、低減することが困難になるため、０．０８ｍａｓｓ％以下に制限する。特に、素材段階で５０ｐｐｍ以下に低減しておくことが、再結晶焼鈍を乾燥雰囲気で行い脱炭を省略して平滑な製品表面を得る上で望ましい。または、Ｃ量が高い素材の場合、最終仕上焼鈍後、平坦化焼鈍時に低酸化性雰囲気で脱炭することも可能である。
【００３１】
Ｍｎは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、０．００５ｍａｓｓ％未満であると効果がなく一方３．０ｍａｓｓ％を超えると磁束密度が低下するため、０．００５〜３．０ｍａｓｓ％とする。
【００３２】
ｓｏｌ． Ａｌは１００ｐｐｍ以下に、Ｎは５０ｐｐｍ以下好ましくは３０ｐｐｍ以下に、それぞれ低減することが、良好に二次再結晶を発現させるために必要である。
また、析出物形成元素であるＳおよびＳｅについても、それぞれ５０ｐｐｍ以下、好ましくは３０ｐｐｍ以下に低減することが必要である。
【００３３】
上記成分を有する溶鋼は、通常の通常造塊法または連続鋳造法にてスラブとしてもよいし、１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。その後の熱間圧延は、必要に応じて熱延板焼鈍を施してもよい。ここで、上述したように、熱間圧延の粗圧延出側温度Ｔ（℃）を、
Ｔ≧３．１４×［Ｓ（ｐｐｍ） ］＋１．２８×［Ｓｅ（ｐｐｍ）］＋１．１４×［Ａｌ（ｐｐｍ）］＋８４２
に従って制御することが必要である。
【００３４】
次いで、１回若しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、露点が４０℃以下の雰囲気にて再結晶焼鈍を行い、その後最終仕上げ焼鈍を露点が４０℃以下の雰囲気にて行って、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする下地被膜を有しない、方向性電磁鋼板を製造する。
ここで、最終冷延後の再結晶焼鈍は、８００〜１０００℃の範囲で行うことが好適である。再結晶焼鈍の雰囲気は露点４０℃以下の雰囲気で行う。露点が高すぎると鋼板表面に酸化物を形成し良好な鉄損が得られなくなる。
【００３５】
また、Ｃによる磁気時効を起こさないためには、Ｃを５０ｐｐｍ以下に低減する必要があるが、溶鋼成分としてＣを５０ｐｐｍ以下を含有する素材を用いる場合には脱炭の必要が無いために、溶鋼成分のＣを５０ｐｐｍ以下として再結晶焼鈍の雰囲気を０℃以下の非酸化性にすることは、鋼板表面に酸化物の形成をより少なくするために有効である。
【００３６】
その後、最終仕上焼鈍を施すことにより二次再結晶組織を発達させる。最終仕上焼鈍の雰囲気も再結晶焼鈍と同様の理由で、露点４０℃以下に抑えることが必要である。
【００３７】
【実施例】
実施例１
Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．０５ｍａｓｓ％を含有し、かつＡｌを３０ｐｐｍ、Ｎを１５ｐｐｍ、Ｓｅを１０ｐｐｍ、Ｓを５、１０、２０、３０、４０ｐｐｍの５水準とし、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を表１に示す種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００３８】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上焼鈍を行った。
【００３９】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、表１に併記するように、Ｓ：５ｐｐｍおよび１０ｐｐｍでは粗圧延出側温度：９５０℃以上で、Ｓ：２０ｐｐｍおよび３０ ｐｐｍでは同１０００℃以上で、Ｓ：４０ｐｐｍでは同１０５０℃以上で、Ｂ８：１．８３Ｔ以上の良好な磁気特性が得られた。
【００４０】
【表１】
実施例２
Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ａｌ：２５ｐｐｍおよびＭｎ：０．０５ｍａｓｓ％を含有し、Ｎ：１５ｐｐｍ、Ｓ：５ｐｐｍであって、Ｓｅが２０、３０、４０、５０ｐｐｍの４水準であり、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を表２に示す種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００４２】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上焼鈍を行った。
【００４３】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、表２に併記するように、Ｓｅ：１０ｐｐｍでは粗圧延出側温度：９００℃以上で、Ｓｅ：２０ｐｐｍ、３０ｐｐｍおよび４０ｐｐｍでは同９５０℃以上で、Ｂ８：１．８３Ｔ以上の良好な磁気特性が得られた。
【００４４】
【表２】
実施例３
Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５ｍａｓｓ％およびＮ：１５ｐｐｍ含有し、Ｓ：５ｐｐｍ、Ｓｅ：１０ｐｐｍであって、Ａｌが２０、５０、８０ｐｐｍの３水準であり、その他成分を合計で１０ｐｐｍ以下に低減した組成の鋼スラブを連続鋳造にて製造した。ついで、スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延出側温度を表３に示す種々の温度に調整して熱間圧延を行って２．５ｍｍ厚に仕上げた。その後、Ｎ２雰囲気中で９００℃で１分間均熱した後急冷した。
【００４６】
次に、冷間圧延により０．３５ｍｍの最終板厚とした後、水素５０ｖｏｌ％および窒素５０ｖｏｌ％、露点−１０℃の雰囲気中で９００℃で１０秒の再結晶焼鈍を行った。その後、露点−２０℃以下の窒素雰囲気中にて、常温〜８７５℃までを５０℃／ｈの速度で昇温し、その温度で５０時間保持する条件に従って、最終仕上焼鈍を行った。
【００４７】
かくして得られた製品板の鉄損と磁束密度を測定した。その結果を、表３に併記するように、Ａｌ：２０ｐｐｍでは粗圧延出側温度：９００℃以上で、Ａｌ：５０ｐｐｍでは同９５０℃以上で、そしてＡｌ：８０ｐｐｍでは同１０００℃以上で、Ｂ８：１．８３Ｔ以上の良好な磁気特性が得られた。
【００４８】
【表３】
【発明の効果】
本発明によれば、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする下地被膜（グラス被膜）を有しないため打ち抜き加工性に優れ、しかもコイル長さ方向に安定した磁気特性を有する方向性電磁鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＥＩ型コアの形状を示す図である。
【図２】不純物Ｓ量と熱間圧延時の粗圧延出側温度を変えた場合のＢ８を示す図である。
【図３】不純物Ｓｅ量と熱間圧延時の粗圧延出側温度を変えた場合のＢ８を示す図である。
【図４】不純物Ａｌ量と熱間圧延時の粗圧延出側温度を変えた場合のＢ８を示す図である。
Claims (1)
- Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５〜３．０ｍａｓｓ％を含み、ｓｏｌ．Ａｌを１００ｐｐｍ以下およびＮを５０ｐｐｍ以下にそれぞれ低減し、かつＳおよびＳｅをそれぞれ５０ｐｐｍ以下に低減した溶鋼を用いて製造したスラブを、熱間圧延し、次いで１回若しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施したのち、露点が４０℃以下の雰囲気にて再結晶焼鈍を行い、その後最終仕上げ焼鈍を露点が４０℃以下の雰囲気にて行って、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする下地被膜を有しない、方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱間圧延の粗圧延出側温度Ｔ（℃）を、
Ｔ≧３．１４×［Ｓ（ｐｐｍ） ］＋１．２８×［Ｓｅ（ｐｐｍ）］＋１．１４×［Ａｌ（ｐｐｍ）］＋８４２
に制御することを特徴とする下地被膜を有しない打ち抜き加工性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。
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