JP2006241554A - 磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 電気機器の鉄心材料として用いられる、磁束密度が高く、鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【解決手段】 鋼中に質量％で、Ｓｉ≦０．４％、Ｍｎ≦０．５％、０．０１％≦Ｓｎ≦０．３％を含有するスラブを熱間圧延し、仕上熱延温度ＦＴを下式１〜式３の関係式を満たして温度ＦＴ1 からＦＴ2 で仕上げ、巻き取ったコイルをそのまま７５０℃以上１０００℃以下の温度で５分以上３時間以下の間保持し、次いで酸洗し、冷間圧延した後、仕上げ焼鈍して成品とすることを特徴とする磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
ＦＴ1 ＝９３０＋１８０×Ｓｎ％−２５ …… 式１
ＦＴ2 ＝９３０＋２００×Ｓｎ％＋２５ …… 式２
ＦＴ1 ≦ＦＴ≦ＦＴ2 ………………………… 式３
【選択図】 なし

Description

本発明は、電気機器の鉄心材料として用いられる、鉄損が低いのみならず、磁束密度が高い、これまでにない優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

近年、電気機器、特に無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機および中、小型変圧器等の分野においては、世界的な電力、エネルギー節減、さらにはフロンガス規制等の地球環境保全の動きの中で、高効率化の動きが急速に広まりつつある。このため無方向性電磁鋼板に対しても、その特性向上、すなわち高磁束密度かつ低鉄損化への要請がますます強まってきている。

無方向性電磁鋼板の低鉄損化は、主としてＳｉ、Ａｌ添加による電気抵抗率の増加により、使用時に鉄心を形成する各々の鋼板に流れる渦電流損によるジュール熱損失を低減することにより行われてきた。
一方、回転機、および鉄心を含む機器全体のエネルギー損失としては、鉄心に巻くコイルを電流が流れることによる生ずるジュール熱損失である銅損の寄与も無視できない。この銅損の低減のためには、同じ磁界強度に励磁してやるのに必要な電流密度を減少させることが有効であり、同一の励磁電流でより高い磁束密度を発現する素材の開発が欠かせない。すなわち、高磁束密度無方向性電磁鋼板の開発が必須である。

この高磁束密度無方向性電磁鋼板が実現することにより、回転機、鉄心ともに小型化が可能となり、これらを積載した自動車、電車のような移動体においては、系全体の重量が軽減されることにより稼働時のエネルギー損失を低減できる。
また、回転機においてはトルクが増大し、より小型で高出力の回転機が実現する。
このように、超高磁束密度無方向性電磁鋼板が実現することにより、鉄心及び回転機の動作時のエネルギー損失を低減できるのみならず、それを含めた装置全体の系への波及効果も計り知れないものがある。

従来の高磁束密度無方向性電磁鋼板製造法において概観すると、特許文献１には熱延終了温度を１０００℃以上とすることにより、熱延結晶組織の粗大化を図り冷延前結晶組織を粗大化する方法が開示されている。しかしながら実際の仕上熱延機においては噛み込み時の圧延速度と定常圧延状態の圧延速度が異なることから、コイル長手方向の温度分布を解消することが困難であり、コイル長手方向で磁気特性が変動するという不利益があった。

特許文献２には、Ｃ＜０．０１％、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ａｌ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．００５〜０．０１６％、Ｓ＜０．００５％を含有する鋼からなる熱延板を酸洗後５〜２０％の圧下率で冷間圧延し、これを８５０〜１０００℃で０．５〜１０分あるいは７５０〜８５０℃で１〜１０時間熱延板焼鈍を行い、次いで最終焼鈍する技術が開示されている。この方法においては、従来の熱延板焼鈍法に比べて磁束密度の向上が十分でなく、昨今の需要家の無方向性電磁鋼板磁気特性向上に対する要請には応え得るものではなかった。

また特許文献３には、仕上げ熱延時の真歪と歪速度で規定されるパラメータを満たすことにより、超高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造が可能になる技術が開示されている。
しかしながら、圧延中の歪速度は噛み込み時にズームアップ、定常状態と変化するため、コイル全長にわたって条件を満足させることは困難であり、また熱延のチャンス毎に自己焼鈍後の結晶粒成長が不安定になるという問題点があった。
特公昭６２−６１６４４号公報 特公平 ８−３２９２７号公報 特開２００２−２９４４１５号公報

前述のような熱延板焼鈍における結晶粒成長の不安定性の問題を解決すべく検討を行った結果、粒界偏析元素であるＳｎの含有量に合わせて熱延仕上温度を調節し、自己焼鈍あるいはＢＯＸ焼鈍時の粒成長性を制御することを見出し、その間に関係式があることを導出し、本発明の完成に至ったのである。

本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
（１）鋼中に質量％で、
Ｓｉ≦０．４％、
Ｍｎ≦０．５％、
０．０１％≦Ｓｎ≦０．３％
を含有するスラブを熱間圧延し、仕上熱延温度ＦＴを下式１ないし式３の関係式を満たして温度ＦＴ1 からＦＴ2 で仕上げ、巻き取ったコイルを７５０℃以上１０００℃以下の温度で５分以上３時間以下の間保持し、次いで酸洗し、冷間圧延した後、仕上げ焼鈍して成品とすることを特徴とする磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
ＦＴ1 ＝９３０＋１８０×Ｓｎ％−２５ ……… 式１
ＦＴ2 ＝９３０＋２００×Ｓｎ％＋２５ ……… 式２
ＦＴ1 ≦ＦＴ≦ＦＴ2 …………………………… 式３
（２）鋼中に質量％で、
Ｓｉ≦０．４％、
Ｍｎ≦０．５％、
０．０１％≦Ｓｎ≦０．３％
を含有するスラブを熱間圧延し、仕上熱延温度ＦＴを下式１ないし式３の関係式を満たして温度ＦＴ1 からＦＴ2 で仕上げ、巻き取り後７５０℃以上Ａｃ1 点の間で１０分以上20時間以下ＢＯＸ焼鈍により熱延板焼鈍を行い、次いで酸洗し、冷間圧延した後、仕上げ焼鈍して成品とすることを特徴とする磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
ＦＴ1 ＝９３０＋１８０×Ｓｎ％−２５ ……… 式１
ＦＴ2 ＝９３０＋２００×Ｓｎ％＋２５ ……… 式２
ＦＴ1 ≦ＦＴ≦ＦＴ2 ……………………………… 式３

本発明の特徴は、粒界偏析元素であるＳｎをインヒビターとして利用し、熱延条件を規定することにより異常粒成長を起こさせたことにある。これまでＳｎは無方向性電磁鋼板の集合組織改善を目的として添加されてきたが、本発明のようにインヒビターの役割をも担っている例は皆無である。
従って本発明の実施に当たっては、仕上げ熱延温度を、粒界偏析元素であるＳｎの濃度に応じて調節することが不可欠である。なぜなら、粒界偏析元素としてのＳｎの働きにより自己焼鈍、あるいはＢＯＸ焼鈍中の粒成長を抑制し、インヒビターとして活用し、異常粒成長を利用して冷間圧延前の結晶粒を粗大化させるためである。
この働きを適正に行わせるためには、仕上げ熱延の温度を、インヒビターであるＳｎの濃度に応じて変化させ、Ｆｅの自己拡散の速度を調整し、粒界移動を調節して異常粒成長が適正な速度で起こるように制御しなければならない。

本発明によれば、Ｓｎを含有せしめた鋼を一定の熱延条件で処理し、また定められた条件で熱延板焼鈍を施すことにより、結晶粒組織に異常粒成長を生じせしめ、適切な結晶粒の熱延板にする。これにより、Ｇｏｓｓ集合組織の強い磁束密度の高い電磁鋼板の製造が可能となる。

発明者らは特許文献３に鑑み技術開発を行い、熱延板焼鈍による一回冷延法の技術を検討した。その結果、Ｓｎ含有量により規定される適正な条件で熱延を仕上げ、自己焼鈍あるいはＢＯＸ焼鈍することにより、熱延板の結晶組織が著しく粗大化し、同時に磁束密度の値も高いものが得られることを見出し、本発明の完成に至った。

まず本発明の成分について説明する。以下の説明において成分含有量は質量％である。 Ｓｉは、本発明においては成品の磁束密度を低下させ有害であるから、その含有量を０．４％以下に制限する。また、Ｓｉ含有量が増加すると自己焼鈍による熱延板焼鈍時の結晶粒成長を損なうので、この観点からも０．４％以下に制限する必要がある。

Ｍｎは、本発明においては成品の磁束密度を低下させ有害であるから、その含有量を０．５％以下に制限する。
Ａｌは成品の磁束密度を低下させ有害であるから、その含有量は０．５％未満に制限する。
Ｓｎ添加量は０．０１％未満であると添加効果が無く、０．３％超であると冷間圧延時に耳われが発生するので、０．０１％以上０．３％以下に定める。

次にプロセス条件について説明する。
前記成分からなる鋼スラブは、転炉で溶製され連続鋳造により製造される。鋼スラブは公知の方法にて加熱される。このスラブに熱間圧延を施し所定の厚みの熱延板とする。本発明の特徴は、熱延の仕上げ温度を、下記の式１〜３で規定した温度に調節するという点である。
ＦＴ1 ＝９３０＋１８０×Ｓｎ％−２５ ……… 式１
ＦＴ2 ＝９３０＋２００×Ｓｎ％＋２５ ……… 式２
ＦＴ1 ≦ＦＴ≦ＦＴ2 …………………………… 式３

この温度に従って熱延仕上げ温度を調節すると、巻き取り状態での高温保持中、いわゆる自己焼鈍中に十分かつ適正な結晶粒成長が得られ、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍後に高磁束密度材が得られる。この温度の冶金学的意味であるが、上式１〜３は仕上熱延後、自己焼鈍もしくは箱焼鈍中に結晶組織において異常粒成長が結晶組織全面にわたり、高磁束密度が得られる適正な粒径にまで成長させることを目的として定めるものである。
以下に具体的にその理由を説明する。

まず、当該Ｓｎ添加量において式１を下回る熱延仕上温度ＦＴとなると、結晶組織が過度に微細化し、自己焼鈍もしくは箱焼鈍において異常粒成長の結果、粒径の小さな粒が多数発生して粒径が不足するため、本発明が目的とする高磁束密度無方向性電磁鋼板が得られない。

また、式２で定めた温度を熱延仕上温度ＦＴが超過してしまうと、自己焼鈍もしくは箱焼鈍に入る前に結晶粒が成長しすぎて、異常粒成長の駆動力が不足し、結果として十分な大きさの粒径が得られず、本発明が目的とする高磁束密度無方向性電磁鋼板が得られない。以上の理由によって熱延仕上温度は注意して制御する必要がある。

自己焼鈍は、７５０℃未満ではその効果が不十分であるので、７５０℃以上の温度で行う。また、１０００℃超であると酸洗が困難になるので、１０００℃以下の温度にて行う。焼鈍時間が５分未満であるとその効果が不足し、３時間を超えると効果が飽和するので、５分以上３時間以下の範囲で行う。

ＢＯＸ焼鈍は、７５０℃未満ではその効果が不十分であるので、７５０℃以上の温度で行う。また、Ａｃ1 超ではα−γ変態により結晶粒が微細化してしまうので、Ａｃ1 点以下で行う。焼鈍時間が１０分未満であるとその効果が不足し、２０時間を超えると効果が飽和するので、５分以上３時間以下の範囲で行う。

本発明で添加するＳｎは、冶金学的に２つの効果を持っている。すなわち、合金添加量が少ない無方向性電磁鋼板において、自己焼鈍中に異常粒成長が過度に生じて成品の表面性状が悪くなる問題を解決するために、自己焼鈍中の異常粒成長をＳｎを添加することで粒界にＳｎを偏析させ、Drag Effect により粒成長の速度を抑制することである。

また、Ｓｎを添加したのみではその効果が適正に発揮されない。すなわち、熱延仕上げ温度から巻取り温度にいたる熱履歴が、自己焼鈍あるいはＢＯＸ焼鈍を開始した時点の結晶粒の粒径を決めるため、粒成長駆動力に影響を与え、ＳｎのDrag Effect が変化するからである。

この問題を解決するため、発明者らが検討を行った結果、上式１〜３の関係式で熱延仕上げ温度を調整することにより、自己焼鈍中またはＢＯＸ焼鈍中の結晶粒成長が適正に行われ、磁束密度が高く、板厚中心層の（１００）ポールフィギャーにおいても今までに無い強いＧｏｓｓ集合組織が観察された。本発明では板厚中心層の（１００）ポールフィギャーを測定する。

熱延仕上げ温度が式１を下回ると、自己焼鈍時の結晶粒成長が不十分となるため、式１以上とする。熱延仕上げ温度が式２を上回ると、結晶が過大に成長して成品の表面が悪化するので、式２以下に定める。
本発明では（１００）正極点図において（α，β）＝（４５°，９０°）、（４５°，２７０°）における値が５．０以上である必要がある。また、さらに高磁束密度が得られるには８以上であることが好ましい。なお、α角はＮＤ方向からの角度、β角はＮＤ軸周り時計回りのＲＤ方向からの角度である。
次に、本発明の実施例について述べる。

表１に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加熱し、熱延により２．７ｍｍに仕上げた。この際、ＦＴはそれぞれ表１のとおりである。この成分１から計算されるＦＴ1 は９２３℃であり、ＦＴ2 は９７５℃であるので、ＦＴはこの範囲である必要があるが、成分１のＦＴはこれを満たしていない。この成分２から計算されるＦＴ1 は９２３℃であり、ＦＴ2 は９７５℃であるので、ＦＴはこの範囲である必要がありこれを満たしている。
コイルは巻取り後、それぞれ１時間、８５０℃で自己焼鈍を施した。続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５０ｍｍに仕上げた。これを連続焼鈍炉にて７５０℃で２０秒間焼鈍した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。表１に本発明と比較例の成分と磁気測定結果を示す。

また、図１は成分１のポールフィギャーであり、（１００）ポールフィギャーにおける（α，β）＝（４５°，９０°）および（４５°，２７０°）における値が２．０未満となっている。図２は成分２の（１００）ポールフィギャーで、（α，β）＝（４５°，９０°）および（４５°，２７０°）における値が８以上となっている。
このようにＳｎを適量添加し、適切なプロセス条件で処理することにより、（１００）ポールフィギャーにおいて、Ｇｏｓｓ方位を示す特定位置の値が８以上の、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を得ることが可能である。

ＦＴが磁気特性に与える影響を確認するために成分１の鋼で以下の実験を行った。先述したようにこの成分１から計算されるＦＴ1 は９２３℃であり、ＦＴ2 は９７５℃であるので、ＦＴはこの範囲である必要がある。表２にＦＴ、磁気特性、Ｉ（αβ）を示す。
表２より、熱延仕上温度がＦＴ1 以上ＦＴ2 以下の場合において、高い磁束密度を持つ無方向性電磁鋼板を製造することが可能であることがわかる。

表３に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加熱し、熱延により２．７ｍｍに仕上げた。この成分３から計算されるＦＴ1 は９２３℃であり、ＦＴ2 は９７５℃であるので、ＦＴはこの範囲である必要がある。この成分４から計算されるＦＴ1 は９２３℃であり、ＦＴ2 は９７５℃であるので、ＦＴはこの範囲である必要がある。 この成分５から計算されるＦＴ1 は９２４℃であり、ＦＴ2 は９７６℃であるので、ＦＴはこの範囲である必要がある。成分３から成分５までいずれもＦＴの条件は満たしている。

続いて８５０℃、１時間のＢＯＸ焼鈍を施した。続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５０ｍｍに仕上げた。これを連続焼鈍炉にて８００℃で２０秒間焼鈍した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。表３に本発明と比較例の成分並びに磁気測定結果を示す。
また、図３は成分３のポールフィギャーであり、（１００）ポールフィギャーにおける（α，β）＝（４５°，９０°）および（４５°，２７０°）における値が５．０以上となっている。図４は成分４の（１００）ポールフィギャーで、（α，β）＝（４５°，９０°）および（４５°，２７０°）における値が５未満となっている。

図５は成分５の（１００）ポールフィギャーで、（α，β）＝（４５°，９０°）および（４５°，２７０°）における値が５．０未満となっている。また、（１００）ポールフィギャーにおける（４５°，９０°）および（４５°，２７０°）の場所の強度は、Ｓｉが範囲外の図４よりＭｎが範囲外の図５の方が大きくなっている。これは、フェライトフォーマーのＳｉの方がこの集合組織を形成させるのに有害性が高いためである。
このようにＳｎを適量添加し、適切な成分とプロセス条件を処理することにより、磁束密度Ｂ50の値が１．８３Ｔ以上かつ（１００）ポールフィギャーの特定位置の値が５．０以上の磁束密度の高い無方向性電磁鋼を得ることが可能である。

表１に記載した成分１の成品の（１００）ポールフィギャーを示す図。 表１に記載した成分２の成品の（１００）ポールフィギャーを示す図。 表３に記載した成分３の成品の（１００）ポールフィギャーを示す図。 表３に記載した成分４の成品の（１００）ポールフィギャーを示す図。 表３に記載した成分５の成品の（１００）ポールフィギャーを示す図。

Claims (2)

1. 鋼中に質量％で、
   Ｓｉ≦０．４％、
   Ｍｎ≦０．５％、
   ０．０１％≦Ｓｎ≦０．３％
   を含有するスラブを熱間圧延し、仕上熱延温度ＦＴを下式１ないし式３の関係式を満たして温度ＦＴ1 からＦＴ2 で仕上げ、巻き取ったコイルをそのまま７５０℃以上１０００℃以下の温度で５分以上３時間以下の間保持し、次いで酸洗し、冷間圧延した後、仕上げ焼鈍して成品とすることを特徴とする磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
   ＦＴ1 ＝９３０＋１８０×Ｓｎ％−２５ …… 式１
   ＦＴ2 ＝９３０＋２００×Ｓｎ％＋２５ …… 式２
   ＦＴ1 ≦ＦＴ≦ＦＴ2 ………………………… 式３
2. 鋼中に質量％で、
   Ｓｉ≦０．４％、
   Ｍｎ≦０．５％、
   ０．０１％≦Ｓｎ≦０．３％
   を含有するスラブを熱間圧延し、仕上熱延温度ＦＴを下式１ないし式３の関係式を満たして温度ＦＴ1 からＦＴ2 で仕上げ、巻き取り後７５０℃以上Ａｃ1 点の間で１０分以上２０時間以下ＢＯＸ焼鈍により熱延板焼鈍を行い、次いで酸洗し、冷間圧延した後、仕上げ焼鈍して成品とすることを特徴とする磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
   ＦＴ1 ＝９３０＋１８０×Ｓｎ％−２５ …… 式１
   ＦＴ2 ＝９３０＋２００×Ｓｎ％＋２５ …… 式２
   ＦＴ1 ≦ＦＴ≦ＦＴ2 ………………………… 式３
   

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