JP2006169577A

JP2006169577A - 鉄損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

Info

Publication number: JP2006169577A
Application number: JP2004362589A
Authority: JP
Inventors: Minoru Takashima; 高島　　稔; Masaaki Kono; 雅昭河野
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-12-15
Filing date: 2004-12-15
Publication date: 2006-06-29

Abstract

【課題】鉄損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を提供する。
【解決手段】本発明のセミプロセス無方向性電磁鋼板は、mass％で、C：0.04％以下、Si＋Al：3.0％未満、Mn:2.0％以下、P：0.2％以下を含有する溶鋼を溶製し、連続鋳造し、スラブとなし、該スラブを再加熱後、熱間圧延を施し、冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼鈍を施すことにより製造される。そして、この場合に、前記溶鋼の凝固完了からスラブ再加熱開始までのスラブ平均温度700℃以上1300℃以下の温度域において、（例えば、鍛圧および／または圧延により）1.0％以上30％以下の歪量で歪をスラブに付与する歪付与工程を行うこと特徴とする。また、前記溶鋼の凝固完了後、前記歪付与工程までの間に、スラブを700℃以上1300℃以下の温度域に加熱することも可能である。
【選択図】なし

Description

本発明は、歪取焼鈍後の鉄損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。

セミプロセス無方向性電磁鋼板は、需要家において所定の形状に打ち抜かれた後に、750℃×2hr程度の歪取焼鈍が施され、モーターなどの鉄心となる。ここで、打ち抜きの際の形状精度は、結晶粒径が小さいほど良好となる。そのため、打ち抜き精度の観点から、製品の結晶粒径は30μm程度とすることが必要とされている。

一方で、セミプロセス無方向性電磁鋼板の鉄損は、結晶粒径が約15０μｍ近辺で最も良好となり、結晶粒径がさらに小さくなると鉄損が劣化する。そのため、製品としては、打ち抜き時には結晶粒径を小さくしておき、その後の歪取焼鈍時に結晶粒成長させることにより、打抜性を確保しつつ良好な鉄損とすることができるセミプロセス無方向性電磁鋼板が望まれてきた。

上記歪取焼鈍における結晶粒成長は、微細な析出物によって抑制される。したがって、結晶粒成長を改善するための方法として、従来、希土類元素、Caを添加して析出物を粗大化する方法（例えば特許文献1、特許文献2）や、鋼を高純度化して、析出物を形成する元素を極限にまで低減する方法（特許文献3）が提案されてきた。

しかしながら、近年、省エネルギーの観点から、このような結晶粒の成長性をこれまで以上に高めて、更なる低鉄損化を達成することが望まれており、特許文献1〜3に記載の方法では低鉄損化の点から充分ではない。
特開昭51−62115号公報特開昭59−74213号公報特開2000− 8146号公報

以上より、本発明は、上記問題点を解決して、鉄損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を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した。その結果、以下の点を見出し本発明に到った。
1)

連続鋳造工程において、凝固後、スラブ冷却過程において、MnS、AlNなどの析出物が微細に析出して、製品の結晶粒成長を抑制していること
2)上記微細析出は、固溶していたMnSやAlNが過冷却によって形成されること
3)歪（転位）の導入により、過冷却が抑制され、高温で析出が開始し、析出物は粗大化すること
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［1］mass％で、C：0.04％以下、Si＋Al：3.0％未満、Mn:2.0％以下、P：0.2％以下を含有する溶鋼を溶製し、連続鋳造し、スラブとなし、該スラブを再加熱後、熱間圧延を施し、冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼鈍を施すことにより製造されるセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記溶鋼の凝固完了からスラブ再加熱開始までのスラブ平均温度700℃以上1300℃以下の温度域において、1.0％以上30％以下の歪量で歪をスラブに付与する歪付与工程を行うこと特徴とする鉄損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。
［2］前記［1］において、前記溶鋼の凝固完了後、前記歪付与工程までの間に、スラブを700℃以上1300℃以下の温度域に加熱することを特徴とする鉄損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。
［3］前記［1］または［2］において、鍛圧により、スラブに歪を付与することを特徴とする鉄損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。
［4］前記［1］〜［3］のいずれかにおいて、圧延により、スラブに歪を付与することを特徴とする鉄損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。
［5］前記［1］〜［4］のいずれかにおいて、溶鋼成分として、さらに、mass％で、Ca、希土類元素、およびMgから選ばれる1種または2種以上を合計で0.0005％以上0.01％以下含有することを特徴とする鉄損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。
［6］前記［1］〜［5］のいずれかにおいて、溶鋼成分として、さらに、mass％で、SnおよびSbから選ばれる1種または2種を合計で、0.01％以上0.5％以下含有することを特徴とする鉄損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。
［7］前記［1］〜［6］のいずれかにおいて、溶鋼成分として、さらに、mass％で、Cu：0.01％以上2.0％以下含有することを特徴とする鉄損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。

なお、本明細書において、鋼の成分を示す%はすべてmass%である。

本発明によれば、歪取焼鈍後の鉄損に優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板を得ることができる。また、SiとAlの合計の含有量を低く抑えているため、打ち抜き性にも優れている。

さらに、本発明のセミプロセス無方向性電磁鋼板は、従来と比較し更なる低鉄損化が達成でき、省エネルギ−の観点からも有用である。

本発明は、Si＋Al：3.0％未満を中心に、下記の成分を含有する溶鋼を溶製し、連続鋳造し、スラブとなし、該スラブを再加熱後、熱間圧延を施し、冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼鈍を施すことにより製造されるセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記溶鋼の凝固完了からスラブ再加熱開始までのスラブ平均温度700℃以上1300℃以下の温度域において、歪量で1.0％以上30％以下の歪をスラブに付与する歪付与工程を行うことを特徴とする。このように、（1）SiとAlの合計の含有量を低く抑える事により打ち抜き性が改善され、（2）スラブに歪（転位）を導入することにより、MnS、AlNなどの析出物が粗大化され結晶粒成長が抑制されることなく鉄損特性に優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板を得ることができる。

以下に、本発明を詳細に説明する。

まず、C：0.04％以下、Si＋Al：3.0％未満、Mn:2.0％以下、P：0.2％以下を含有する溶鋼を、転炉-脱ガス法など、公知の溶製方法で溶製する。各成分の限定理由は以下の通りである。

C：0.04％以下
Cは、製品に残留すると磁気時効をおこし、鉄損を劣化させるので、低いことが望ましく、溶製時のC量は0.04％以下とする。

Si＋Al：3.0％未満
Si、Alの限定は本発明にとって、重要な要件の一つである。Si、Alの添加は、比抵抗を増加させ、鉄損を改善する反面、機械的強度が高くなる。Si＋Alが3.0%を超えると打抜性が劣化するので、3.0％未満とする。本発明では、対象となるセミプロセス無方向性電磁鋼板は特に打抜性が重要視されるので、打抜性を劣化させるSi＋Alの含有量は低くおさえ、鉄損については後述する「歪付与工程」を実施することによって歪取焼鈍での粒成長をより高め改善することとする。これは本発明の特徴である。

Mn：2.0％以下
Mnの添加は、比抵抗を増加させ、鉄損を改善するが、磁束密度を劣化させるので、2.0％以下とする。

P：0.2％以下
Pは製品の硬度を調整するために添加されるが、0.2％超の添加では、冷間圧延性を著しく劣化させるので、0.2％以下とする。

本発明の鉄損特性に優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板は、上記の必須添加元素を含有する溶鋼を用いることにより目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有することができる。

Ca、希土類元素、Mg：1種または2種以上を合計で0.0005％以上0.01％以下
これらの元素は歪取焼鈍後の鉄損を改善する目的で含有される。0.0005％未満では効果が小さく、0.01％超では、逆にこれらの元素によって、鉄損が劣化する。よって、含有する場合、Ca、希土類元素、およびMgから選ばれる1種または2種以上を合計で0.0005％以上0.01％以下とする。

Sn、Sb：1種または2種を合計で、0.01％以上0.5％以下
これらの元素は集合組織を改善し、鉄損を改善する目的で含有される。0.01％未満では効果が小さく、0.5％超では、これらの元素によって、結晶粒成長が抑制されて、鉄損が劣化する。よって、含有する場合、SnおよびSbから選ばれる1種または2種を合計で、0.01％以上0.5％以下とする。

Cu：0.01％以上2.0％以下
Cuは集合組織を改善する目的で含有される。0.01％未満では効果が小さく、2.0％超では、熱間圧延性が劣化する。よって、含有する場合、0.01％以上2.0％以下とする。

次いで、以上により得られた溶鋼を連続鋳造により、厚さ100〜300mm程度のスラブとする。本発明においては、このスラブが700℃以上1300℃以下となる温度域にて、スラブに対して、1.0％以上30％以下の歪を付与する「歪付与工程」を実施する。これは本発明の最も重要な要件の一つである。

MnS、AlNなどの析出物は、析出サイトがないと、過冷却されて、低温で微細に析出してしまう。そこで、本発明では、スラブ平均温度が700℃から1300℃の高温において歪をスラブに付与することにより、析出物の析出サイトとなる転位をスラブ中に導入し、これら析出物を高温で析出させ、結晶粒成長に無害な、粗大な析出物とする。このように歪付与工程を実施することによって歪取焼鈍での粒成長をより高め、鉄損を改善することが可能となる。歪付与が700℃未満であると析出サイトである転位の密度が高くなり、析出が微細となってしまい鉄損は改善されない。一方、1300℃を越えると過冷却度が小さくなり、粗大な析出物が形成され難く、やはり鉄損は改善されない。そのため、歪付与は700℃から1300℃の間で行う必要がある。

歪付与工程の具体的方法は、特に限定しない。しかしながら、工業的には、生産性の観点から、鍛圧あるいは圧延によりスラブに歪を付与することが好ましい。

連続的に鋳造されるスラブを連続的にインラインで圧下する連続鍛圧、圧延設備によって実施してもよいし、トーチなどでスラブをカットしたあと、オフラインで鍛圧、あるいは圧延する設備で実施してもよい。なお、このような鍛圧と圧延を組み合わせて歪を付与しても構わない。

鍛圧あるいは圧延のいずれ場合においても、この歪付与工程における歪量が1.0％未満の場合、導入される転位の量が少なく、効果が小さく、30％超の場合、逆に析出サイトである転位が多くなりすぎて、析出物は微細に析出する。よって、歪量は1.0％以上30％以下とする。

なお、歪量は、板厚方向に圧下する場合には、（圧下前の板厚―圧下後の板厚）/ 圧下前の板厚×100（％）、板幅方向に圧下する場合には、（圧下前の板幅―圧下後の板幅）/ 圧下前の板幅×100（％）で表され、これらが、複数回行われる場合には、各圧下量の合計として表される。

また、歪付与工程は、凝固完了の後にスラブの温度が下降していく間の700℃から1300℃でおこなってもよいが、一旦スラブの温度がこの温度域より低下した後に再び700℃から1300℃の温度域に加熱し、前記歪付与工程を行っても良い。

次いで、スラブを再加熱して、熱間圧延により、板厚1.0〜4.0mmの熱延板にする。
熱延板に熱延板焼鈍を施してもよい。

次いで、熱延板を冷間圧延により、最終板厚とする。冷間圧延は1回あるいは中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延によって実施する。

その後、仕上焼鈍を施す。仕上焼鈍は、通常、連続焼鈍によっておこなわれ、750℃から1200℃の間に均熱される。仕上焼鈍の後、公知の絶縁被膜を被成してもよい。また、仕上焼鈍の後、あるいは、絶縁被膜を被成後、圧下率0.5〜10％のスキンパス圧延を施してもよい。また、スキンパス圧延後に絶縁被膜を被成することもできる。

以下、本発明の効果を実施例に基づいて具体的に説明する。なお、本発明はこれらの実施例により限定されるものではない。

表1の組成を有する鋼A〜Fを溶製、連続鋳造し、スラブ凝固後、その冷却過程で、スラブ平均温度が1000℃となったときに、1パスにて10％の圧延を施し歪をスラブに付与した。次いで、得られたスラブを再加熱後、熱間圧延により、板厚2.0mmの熱延板とし、冷間圧延により、板厚0.5mmとした後、800℃×10ｓの仕上焼鈍を施し、絶縁被膜を被成して、製品とした。

一方、比較例として、スラブ段階での圧延を実施せず、歪を付与しない以外は上記と同様に行い製品を得た。

上記により得られた製品に対し、750℃×2時間の条件で歪取焼鈍を施した。また、製品に対し、結晶粒径を測定すると共に、鉄損及び打抜性についての評価も行った。なお、鉄損はJIS C2550に準拠する方法で周波数50Hz、最大磁束密度 1.5Tでの鉄損値W15/50を測定し、打抜性は、15mmφの丸ポンチ（工具鋼製）を用いて連続打抜きを実施し、剪断部のかえり高さが50μｍに達したときの打抜回数により評価した。結晶粒径は冷間圧延方向に平行な断面について光学顕微鏡で観察して平均を求めた。以上の結果を表1に示す。

表1より、いずれの場合においても、組成が本発明範囲内でかつスラブ段階での圧延を施し歪を付与した本発明例は、歪取焼鈍後の鉄損値が良好となり、歪取焼鈍での粒成長性が高くなるとともに、打抜性も十分に確保されていることがわかる。

表2の組成を有する鋼Gをスラブ凝固後、その冷却過程で、スラブ平均温度が1000℃となったときに、歪量が0.5から50％までの鍛圧を施し、スラブとなし、再加熱後、熱間圧延により、板厚2.6mmの熱延板とし、1000℃×30sの熱延板焼鈍を施した。次いで、冷間圧延により、板厚0.35mmとした後、800℃×20ｓの仕上焼鈍を施し、絶縁被膜を被成して、製品とした。得られた製品に対し、750℃×2時間の条件で歪取焼鈍を施した。また、製品に対し、結晶粒径を測定すると共に、鉄損及び打抜性についての評価も行った。なお、測定方法および評価方法は実施例1と同様である。表3に鍛圧の歪量、打抜性、結晶粒径および歪取焼鈍後の鉄損値を示す。

表3より、歪量が1.0％以上、30％以下の時に良好な鉄損値が得られ、歪取焼鈍での粒成長性が高くなるとともに、打抜性も十分に確保されていることがわかる。

表2の組成を有する鋼Gをスラブ凝固後、その冷却過程で、スラブ平均温度が600℃〜1450℃となったときに、1回の歪量が2.5％である鍛圧を2回連続で施し（合計の歪量5.0％）、スラブとなし、再加熱後、熱間圧延により、板厚2.6mmの熱延板とし、1000℃×30sの熱延板焼鈍を施した。次いで、冷間圧延により、板厚0.35mmとした後、800℃×20ｓの仕上焼鈍を施し、絶縁被膜を被成して、製品とした。この製品に750℃×2時間の条件で歪取焼鈍を施した。また、製品に対し、結晶粒径を測定すると共に、鉄損及び打抜性についての評価も行った。なお、測定方法および評価方法は実施例1と同様である。表4にスラブに鍛圧を施した温度、打抜性、結晶粒径および歪取焼鈍後の鉄損値を示す。

表4より、スラブに鍛圧を施した温度すなわち歪付与時のスラブ平均温度が700℃以上1300℃以下の時に良好な鉄損値が得られ、歪取焼鈍での粒成長性が高くなるとともに、打抜性も十分に確保されていることがわかる。

低鉄損が要求されるモ−タ等の鉄心等として非常に有用である。

Claims

mass％で、C：0.04％以下、Si＋Al：3.0％未満、Mn:2.0％以下、P：0.2％以下を含有する溶鋼を溶製し、連続鋳造し、スラブとなし、該スラブを再加熱後、熱間圧延を施し、冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼鈍を施すことにより製造されるセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記溶鋼の凝固完了からスラブ再加熱開始までのスラブ平均温度700℃以上1300℃以下の温度域において、1.0％以上30％以下の歪量で歪をスラブに付与する歪付与工程を行うこと特徴とする鉄損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。
前記溶鋼の凝固完了後、前記歪付与工程までの間に、スラブを700℃以上1300℃以下の温度域に加熱することを特徴とする請求項１記載の鉄損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。
鍛圧により、スラブに歪を付与することを特徴とする請求項１または２記載の鉄損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。
圧延により、スラブに歪を付与することを特徴とする請求項１〜３いずれかに記載の鉄損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。
溶鋼成分として、さらに、mass％で、Ca、希土類元素、およびMgから選ばれる１種または２種以上を合計で0.0005％以上0.0１％以下含有することを特徴とする請求項１〜４いずれかに記載の鉄損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。
溶鋼成分として、さらに、mass％で、SnおよびSbから選ばれる１種または２種を合計で、0.01％以上0.5％以下含有することを特徴とする請求項１〜５いずれかに記載の鉄損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。
溶鋼成分として、さらに、mass％で、Cu：0.0１％以上2.0％以下含有することを特徴とする請求項１〜６いずれかに記載の鉄損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。