JP2008031498A - 一方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】鋼板の鉄基部分に質量%でSi:1.0〜5.0%を含み、鋼板表面において、円相当径が3mm以下の結晶粒が占める面積率を20%以下とし、かつ円相当径が20mm以上の結晶粒が占める面積率を15%以下とし、鋼板表面にセラミック質被膜を有さず、さらに磁束密度:1.0T、周波数:50Hzにおける比透磁率を20000以上とする。
【選択図】図1
Description
また、フォルステライト層の上にガラス質の絶縁張力被膜を有する場合、曲げ加工の際の密着性が無方向性電磁鋼板の絶縁被膜として用いられている有機質を含んだ被膜に比べて劣るという問題点がある。
このような問題点のため、方向性電磁鋼板は打抜き加工や曲げ加工を必要とする鉄心として工業的に用いることは難しかった。
このような技術としては、まず最終仕上げ焼鈍後にフォルステライト被膜を酸洗や研削などの方法で除去する方法が考えられるが、この方法はコスト高になるだけではなく、表面性状が劣化し、磁気特性の劣化を招くという問題点がある。
しかしながら、これらの技術では、インヒビター成分の除去のために高温での純化焼鈍が必要となるため、製造コストが高くなるという問題の他、製品の結晶粒径が粗大となって加工性が損なわれるという問題点があった。
しかしながら、この方法で得られた方向性電磁鋼板は、二次再結晶粒径が十分に制御されていないため、加工性の点で問題が生じる。
具体的には、鋼板を形成している二次再結晶粒の数度の結晶方位のずれにより、打抜き加工時の寸法精度が劣化する現象であり、二次再結晶粒径が増大する従って顕著になる。このような現象に対しては、二次再結晶粒径を細かくすることが有利である。
その結果、加工性と磁気特性を同時に確保するためには、二次再結晶粒の粒径分布を適正に制御することが重要であることの知見を得た。
このような二次再結晶組織を得るためには、熱間圧延中にγ変態を起こすに足る量のCを含有する素材を用い、スラブ加熱温度を制限すると同時に熱間圧延において特定温度以上での圧下率を高くし、さらに熱間圧延後の最初の焼鈍における特定温度域の所要時間特に500〜900℃の温度域での所要時間を適切に制御することが有効であることを突き止め、本発明を完成させるに至ったのである。
(1)鋼板の鉄基部分に質量%で、Si:1.0〜5.0%を含み、鋼板表面において、円相当径が3mm以下の結晶粒が占める面積率が20%以下で、かつ円相当径が20mm以上の結晶粒が占める面積率が15%以下であり、鋼板表面にセラミック質被膜を有さず、さらに磁束密度:1.0T、周波数:50Hzにおける比透磁率が20000以上であることを特徴とする一方向性電磁鋼板。
熱間圧延中の鋼板表面温度が950℃以上における累積圧下率を75%以上とし、熱間圧延後の最初の焼鈍の昇温過程:500〜900℃間の所要時間を100秒以内とすることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
まず、本発明を由来するに至った実験結果について詳述する。なお、成分に関する「%」表示は特に断らない限り質量%を意味するものとする。
C:0.04%、Si:3.3%およびMn:0.04%を含み、Al:40ppm、S:20ppm、N:20ppm、O:15ppmに低減した鋼スラブを、連続鋳造にて製造した。この鋼スラブから、試験片を採取して、1250℃に加熱後、種々の条件で熱間圧延を施したのち、保持温度:1000℃の熱延板焼鈍を施し、ついで冷間圧延により0.35mm厚の最終板厚としたのち、体積比で水素:窒素=25:75、露点:50℃の雰囲気中にて850℃の脱炭と再結晶を兼ねた焼鈍を施してから、アルミナ粉を焼鈍分離剤として塗布し、保持温度:900℃の最終仕上げ焼鈍を行ったのち、重クロム酸塩と樹脂からなる半有機コーティング液を塗布・焼き付けして試作鋼板を制作した。
Δφ(%)=(外径の最大値−外径の最小値)/外径平均値×100 ・・・(1)
円相当径r=2(S/π)0.5
同図に示したとおり、 円相当径が20mm以上の結晶粒の面積率が大きくなると、Δφが大きくなって寸法精度(打抜性)は劣化するが、この面積率が15%以下であれば打ち抜き寸法精度のばらつきは小さい。
この理由は、粗大な結晶粒が存在すると、打抜き加工の際の材料の変形過程で結晶方位がわずかずつずれた結晶粒の影響が平均化されずに特定の結晶粒の方位の影響が強くなり、寸法精度が劣化するのに対し、粗大な結晶粒を少なくすれば、かような劣化が抑制されるためと考えられる。
同図に示したとおり、円相当径が3mm以下の結晶粒の面積率を20%以下に制限することにより、20000以上の比透磁率が得られている。
このような微細な粒径の二次再結晶粒の割合が増加した場合における透磁率の低下は、主として、粒界に生成する磁極によって透磁率が低下することが原因と考えられる。
C:0.04%、Si:3.3%およびMn:0.04%を含み、Al:40ppm、S:20ppm、N:20pm、O:15ppmに低減した、厚さ:200mmの鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1150℃で2時間加熱した後、熱間圧延を施し、板厚:2.2mmの熱延板とした。この際、熱延の粗圧延終了温度(鋼板表面温度)を950℃とし、粗圧延後の鋼帯厚さを種々変化させて950℃以上の温度域における累積圧下率を変化させた。
これに対し、熱延板焼鈍の昇温過程:500〜900℃間の所要時間が120秒の場合は、熱間圧延での950℃以上の温度域での累積圧下率を変化させても、円相当径:20mm以上の二次粒の面積率を15%以下となることはなく、また円相当径:3mm以下の二次粒の面積率が20%以下となることはなかった。
図5、図6から明らかなように、熱延板焼鈍の昇温過程:500〜900 ℃間の所要時間を 100秒以下とすることによって、円相当径:20mm以上の結晶粒の面積率が15%以下、円相当径:3mm以下の結晶粒の面積率が20%以下の製品が得られていることが分かる。
前掲特許文献3では、鋼中の固溶窒素が粒界性格に影響を及ぼして粒界移動のピン止め効果を増加させていると推定される。熱延板焼鈍の昇温に長時間を要するとAlNなどの不純物の析出量が増加する結果、鋼中の固溶窒素が減少し、固溶窒素による粒界のピン止め効果が低下すると考えられる。このような固溶窒素による粒界移動のピン止め効果は、従来から用いられてきた析出物粒子によるピン止め効果よりも、一次粒の粒径分布に起因した二次再結晶粒サイズの不均一を抑制するような効果が高いと推定される。このため、熱延板焼鈍の昇温に要する時間を制限して固溶窒素量を増加させた場合に、二次再結晶粒の中の粗大粒や微細粒の発生が抑制されたものと推定される。
特開平9−316537号公報などに開示されている従来の技術においても、熱延板焼鈍や中間焼鈍の昇温速度を適正に制御することが行われていたが、これらの技術では、AlN等のインヒビターを適切に析出させることが目的であった。
一方、上記した熱延板焼鈍や中間焼鈍すなわち熱間圧延後最初の焼鈍の昇温過程での所要時間を適正化する方法は、本発明のようなインヒビターを用いない電磁鋼板の製造方法において、不純物の析出を抑制しようとするものであり、従来の技術とはその目的が異なっている。
Si:1.0〜5.0%
Siは、電気抵抗を高めて鉄損を低減させるだけでなく、鉄のBCC組織を安定させて高温での焼鈍を可能とする効果がある。しかしながら、Si含有量が1.0%を下回ると十分な鉄損低減効果が得られず、一方5.0%を超えると磁束密度が低下するだけでなく、製品の二次加工性が著しく劣化するので、Siは1.0〜5.0%の範囲に限定した。
前述したように、鋼板表面のセラミック質被膜は、打抜き時の金型の磨耗を顕著に促進する。また、曲げ加工等を行う場合にも、密着性が劣るために、加工後に被膜が剥離するという問題がある。このため、本発明の鋼板では、鋼板表面にフォルステライトなどのセラミック質の被膜を存在させないものとした。
前述したように、二次再結晶粒の粒径が小さい場合には、粒界で生成する磁極の効果により1.0T程度の低磁束密度域での透磁率が低下する。また、場合によっては結晶方位集積度の低下が同時に起こり、1.7T付近の高磁束密度域での透磁率も低下する。このため、粒径が微細な結晶粒はその面積率で一定値以下に規制する必要があり、1.0Tでの比透磁率を 20000以上とするには、円相当径が3mm以下の結晶粒が鋼板面積に占める比率を20%以下とする必要がある。より好ましくは15%以下である。
なお、上述した二次再結晶粒の面積率は、鋼板片面の面積に対して該当する結晶粒の合計面積の割合を求めればよい。
前述したように、結晶粒径が粗大な結晶粒が存在すると打抜き加工時の寸法精度が低下するという現象が生じる。これを防止するには、円相当径が20m以上の結晶粒が鋼板面積に占める比率を15%以下とする必要がある。より好ましくは10%以下である。
この場合の二次再結晶粒の面積率も、上記と同様に鋼板片面の面積に対して該当する結晶粒の合計面積の割合を求めればよい。
方向性電磁鋼板では0.5T程度の低磁束密度域から1.8T程度の高磁束密度域にわたって高い透磁率を有する必要がある。ただし、加工性を重視して二次再結晶粒径を細かくした場合には、粒界で生成する磁極の効果により、1.0T以下の低磁束密度域で透磁率の減少が生じる。従って、ここでは実用上重要と考えられる1.0Tでの比透磁率μr10/50を20000以上に限定した。より好ましい比透磁率μr10/50は25000以上である。
Mn:0.02〜2.0%
Mnは、熱間加工性を改善するために有用な元素である。しかしながら、含有量が0.02%に満たないとその添加効果に乏しく、また磁気特性上もやや不利となる。一方、2.0%を超えると磁束密度の低下を招く。従って、Mnの添加を行う場合には上記の範囲とするのが好ましい。なお、製品の鉄基部分にはスラブ段階で含有するMnのほぼ全量が残留する。
Niは、組織を改善して磁気特性を向上させる有用元素であり、必要に応じて添加することができる。ここに、含有量が0.005%に満たないと磁気特性の改善が十分でなく、一方 2.0%を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するので、Niを添加する場合には上記の範囲とするのが好ましい。なお、製品の鉄基部分にはスラブ段階で含有するNiのほぼ全量が残留する。
上記の元素はいずれも、鉄損改善のために有用な成分であり、必要に応じて単独またはた複合して添加することができる。ここに、含有量が下限に満たない場合は鉄損の改善効果に乏しく、一方上限を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するため、各元素とも上記の範囲で含有させることが好ましい。なお、上記のいずれの元素についても製品の鉄基部分にはスラブ段階での含有量のほぼ全量が残留する。
まず、素材である鋼スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
C:0.02〜0.12%
Cは、γ変態の促進により熱延後の組織を均質化させ、磁気特性を改善させる有用元素である。特に本発明では、二次再結晶粒径を均一化させるために均一な熱延組織を得る上で重要な元素である。従って、Si量に応じて熱延中のγ変態が起こるだけのCが含有されていることが望ましい。ここに、Cが0.02%に満たないと、3%程度のSiを含有する場合に熱延中のγ変態が起きず、組織が均一化しない。一方、Si量の増加に伴い必要なγ相を得るにはC量を増加させるのが望ましい。しかしながら、スラブ中の含有量が0.12%を超えると脱炭焼鈍で除去するのが困難になるため、Cの上限は0.12%に限定した。
本発明は、前掲した特許文献3のようなインヒビターを用いない方向性電磁鋼板の製造技術を基本としている。従って、不純物元素を低減することで、粒界構造に依存した粒界の動き易さの差を利用して二次再結晶粒の方位集積度を向上させる。このためには、特にAlおよびNについて、上記範囲に限定する必要がある。また、Al,Nの他にも、B,Nb,V,S,SeおよびPについても、50ppm以下に低減しておくことが好ましい。
なお、Nについては、固溶Nによるピン止め効果を得るために、スラブ中に10ppm以上含有させておくことは有利である。
これらの元素はいずれも、本発明の製品の製造工程での作用や製品中の成分として熱間加工性や方位集積度、鉄損の向上に寄与する。また、いずれの元素も、スラブ中の含有量のほぼ全量が製品の地鉄中に残留する。
スラブの加熱温度が1100℃を下回ると、熱間圧延中に十分な温度を保つことができないため、高温域で十分な圧下率をとることができず、その結果、均一な熱延板組織が得られないため、二次再結晶の粒径分布が不均一化する。一方、スラブの加熱温度が1300℃を超えると、加熱中の結晶粒の成長が進行して熱間圧延後の組織が不均一となり、所望の二次再結晶組織が得られない。従って、スラブ加熱温度は1100〜1300℃の範囲に限定した。より好ましくは1150〜1250℃の範囲である。
前述したように、鋼板表面温度が950℃以上における累積圧下率を75%以上とすることで、円相当径が3mm以下の結晶粒の面積率を20%以下で、かつ円相当径が20mm以上の結晶粒の面積率が15%以下とすることが可能となるので、上記の範囲とした。また、上記の被圧延材の表面温度は、圧延直後の温度と定義するものとする。従って、温度の計測時点と圧延終了時点にずれがある場合、圧延中に特別な加熱処理を加えない限りは時間に応じて被圧延材の表面温度が低下するものとして、各圧延ロール出側温度が950℃以上の温度域での累積圧下量を算定することが可能である。より好ましい累積圧下率は80%以上である。
前述したように、熱延後最初の焼鈍の昇温工程:500〜900℃間の所要時間が100秒を超えると鋼中不純物の析出量が増加し、固溶N量が低下して二次再結晶焼鈍中に十分なピン止め効果が得られず、二次再結晶粒の中に粗大な粒径や微細な粒径のものが発生する。従って、二次再結晶粒の中に粗大な結晶粒や微細な結晶粒の発生を抑制するには、熱延後最初の焼鈍の昇温工程:500〜900℃間の所要時間を100秒以内とする必要がある。また、この効果を得るためには、熱延板組織を予め均一化しておく必要があり、従って950℃以上での累積圧下率は、上述したとおり75%以上とする必要がある。
最初の焼鈍の昇温工程:500〜900℃間のより好ましい所要時間は60秒以下である。
本発明では、打抜き加工時の金型摩耗を防止すると共に、曲げ加工時の密着性確保のために、最終仕上げ焼鈍において表面にセラミックス質の被膜が生じないようにし、平坦化焼鈍の後に無機または有機あるいは半有機の絶縁コーティングを施す。このため、最終仕上げ焼鈍においては、鋼板表面にフォルステライトなどのセラミックス質の被膜が生成しないようにする必要がある。従って、焼鈍分離剤を用いる場合には、アルミナ粉やシリカ粉など鋼板との反応性の低い物質を選択するのが良い。また、MgOなどの従来の焼鈍分離剤を用いることも可能であり、この場合にフォルステライトが生成しないようするには、最終仕上げ焼鈍の到達温度を1000℃以下程度の低温域に制限すればよい。また、鋼中にSbやSn,Biなどの表面偏析型の元素を適量含有する場合、最終仕上げ焼鈍の到達温度を950℃程度以下の低温域に制限することで、焼鈍分離剤の塗布がなくても鋼帯同士の密着を防止することができる。
熱延後最初の焼鈍における焼鈍温度は950〜1100℃程度とするのが好ましい。というのは、熱延後最初の焼鈍温度が950℃を下回ると、熱延後の未再結晶組織の再結晶が進行せず、二次再結晶粒の方位集積度の低を招き、一方熱延後最初の焼鈍温度が1100℃を超えると、冷延前粒径が粗大となり、冷間圧延後の組織で{111}〈112〉方位の体積分率の低下が著しくなって、二次再結晶粒の方位集積度が低下するからである。より好ましい焼鈍温度は950〜1050℃である。
C:0.04%およびSi:3.2%を含み、かつAl:50ppm、N:30ppmに低減した組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、ガス加熱炉にて表1に示す温度で、1時間の加熱を施した後、3機直列の粗圧延機および7スタンドのタンデム圧延機により2.2mm厚さまで熱間圧延した。この熱間圧延において、スラブの厚さと粗圧延後の鋼帯の厚さを表1に示すように種々に変化させた。また、スラブを加熱炉から抽出してから圧延を開始するまでの時間を調節することで、粗圧延中の950℃以上における累積圧下率を表1に示すように変化させた。また粗圧延に続く仕上げ圧延の開始温度はいずれも930℃となるようにした。ついで、1000℃で60秒間保持する熱延板焼鈍を施したが、この焼鈍での昇温過程中、500〜900℃間の所要時間を表1に示すように種々変化させた。続いて 冷間圧延により0.35mmの最終板厚としたのち、体積比で水素:窒素=25:75、露点:40℃の雰囲気中に830℃,60秒保持して脱炭を行ってから、900℃まで昇温して20秒間保持した。ついで、焼鈍分離剤としてシリカを鋼板表面に塗布した後、窒素雰囲気中にて900℃に50時間保持する最終仕上げ焼鈍を施した。その後、シリカを水洗除去してから、平坦化焼鈍を施したのち、重クロム酸塩と樹脂からなる半有機コーティング液を塗布し、300℃で焼き付けて製品とした。
かくして得られた製品の鋼板表面における円相当径が3mm以下の結晶粒が占める面積率および円相当径が20mm以上の結晶粒が占める面積率について調べた。また、得られた製品からエプスタイン試験片を採取し、磁気特性を測定した。さらに、外径:100mm、内径:80mmのリング状サンプルを20枚打抜き、式(1) にて定めたΔφを評価した。
得られた結果を表1に併記する。
表2に示す成分元素を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成になる、厚さ:250mmの珪素鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、ガス加熱炉にて1250℃,1時間の加熱後、粗圧延の終了温度を970℃、粗圧延後の板厚を45mm(粗圧延圧下率:82%)、仕上げ圧延の開始温度を930℃とした熱間圧延で2.5mm厚さとした後、酸洗処理を施してから冷間圧延により1.0mm厚に圧延した。ついで、窒素雰囲気中にて1025℃,30秒間の中間焼鈍を施した後、冷間圧延により0.27mmの最終板厚とした。上記の中間焼鈍での昇温過程中、500〜900℃間の所要時間は60秒であった。
ついで、体積比で水素:窒素=25:75、露点:40℃の雰囲気中にて830℃,20秒間保持し、さらに900℃で10分間の保持を行う、脱炭を兼ねた再結晶焼鈍を施した。ついで、焼鈍分離剤としてシリカを鋼板表面に塗布した後、アルゴン雰囲気中にて900℃に50時間保持する最終仕上げ焼鈍を行った。その後、シリカを水洗除去してから平坦化焼鈍を施したのち、重クロム酸塩と樹脂からなる半有機コーティング液を塗布し、300℃で焼き付けて製品とした。
かくして得られた製品の鋼板表面における円相当径が3mm以下の結晶粒が占める面積率および円相当径が20mm以上の結晶粒が占める面積率について調べた。また、得られた製品からエプスタイン試験片を採取し、磁気特性を測定した。さらに、外径:100mm、内径:80mmのリング状サンプルを20枚打抜き、式(1) にて定めたΔφを評価した。
得られた結果を表2に併記する。
Claims (4)
- 鋼板の鉄基部分に質量%で、Si:1.0〜5.0%を含み、鋼板表面において、円相当径が3mm以下の結晶粒が占める面積率が20%以下で、かつ円相当径が20mm以上の結晶粒が占める面積率が15%以下であり、鋼板表面にセラミック質被膜を有さず、さらに磁束密度:1.0T、周波数:50Hzにおける比透磁率が20000以上であることを特徴とする一方向性電磁鋼板。
- 請求項1において、鋼板の鉄基部分が、さらに質量%で、Mn:0.02〜2.0%、Ni:0.005〜2.0%、Sn:0.01〜2.0%、Sb:0.005〜0.5%、Cu:0.01〜2.0%、Mo:0.01〜0.50%およびCr:0.01〜2.0%のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする一方向性電磁鋼板。
- 質量%で、C:0.02〜0.12%およびSi:1.0〜5.0%を含み、Al:100ppm以下、N:50ppm 以下の組成になる鋼スラブを、1100〜1300℃の温度に加熱した後、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を施してから冷間圧延して最終板厚とするか、あるいは熱延板焼鈍なしに中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延を施して最終板厚とした後、再結晶焼鈍を施し、その後表面にセラミック質の被膜が生成しないように最終仕上げ焼鈍を施し、ついで平坦化焼鈍後、絶縁コーティングを焼き付ける一連の工程からなる一方向性電磁鋼板の製造方法において、
熱間圧延中の鋼板表面温度が950℃以上における累積圧下率を75%以上とし、熱間圧延後の最初の焼鈍の昇温過程:500〜900℃間の所要時間を100秒以内とすることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項3において、鋼スラブが、さらに質量%で、Mn:0.02〜2.0%、Ni:0.005〜2.0%、Sn:0.01〜2.0%、Sb:0.005〜0.5%、Cu:0.01〜2.0%、Mo:0.01〜0.50%およびCr:0.01〜2.0%のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
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