JP2010047785A - 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】低コストで高磁束密度を得ることの出来る無方向性電磁鋼板の製造法を提供する。
【解決手段】０．１％≦Ｓｉ≦４．０％、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００３％，Ｔｉ≦０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ及び熱間圧延終了温度ＦＴを、それぞれ、６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃、５５０℃≦ＦＴ≦８００℃以下に定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
【選択図】なし
【解決手段】０．１％≦Ｓｉ≦４．０％、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００３％，Ｔｉ≦０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ及び熱間圧延終了温度ＦＴを、それぞれ、６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃、５５０℃≦ＦＴ≦８００℃以下に定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
【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、磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
近年、地球温暖化などの世界的な環境問題への意識の高まりにより、無方向性電磁鋼板が使用される回転機、コンプレッサーおよび中、小型変圧器、リアクトル等およびこれらが組み込まれた機器において効率規制が実施されつつある。このため、従来はローグレードの無方向性電磁鋼板が使用されてきた用途においても、より低鉄損のミドルグレードおよびハイグレードの無方向性電磁鋼板を使用する動きが広がりつつある。このため、無方向性電磁鋼板に対し、高磁束密度かつ低鉄損化への要請が従来よりも強まっている。
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、鉄心を励磁した際に各々の鋼板に発生する渦電流により生じるジュール熱損失を低減することにより行われてきた。また、同じ目的により、板厚を薄手化して渦電流の流れる経路を短くすることにより渦電流損を低減することも行われてきた。
また、無方向性電磁鋼板が使用される各種機器の損失低減のためには、無方向性電磁鋼板を磁化するコイルに流れる励磁電流により生じるジュール熱損失である銅損の低減も重要である。この銅損の低減のためにはより低い励磁電流でより高い磁束密度を発現する素材が必要である。
このためには無方向性電磁鋼板の集合組織を制御し、高磁束密度の無方向性電磁鋼板の開発が必須となる。磁束密度向上により鉄心の磁化はより強力になるため、鉄心の小型化が可能となり、回転機においてはトルクが高まり小型高出力化が可能となる。このように、高磁束密度無方向性電磁鋼板を用いることにより、回転機、変圧器などが小型軽量化できる利点がある。
従来、低鉄損無方向性電磁鋼板に主として添加されてきたＳｉ、Ａｌ等の電気抵抗率の高い元素は、その含有量が増加すると飽和磁束密度が低下するため、動作磁束密度を下げざるをえず、結果として鉄心サイズが大きくなり、回転機、変圧器などが大型化するという課題があった。
これに対し、高磁束密度無方向性電磁鋼板が実現できれば、磁束密度向上により回転機、鉄心ともに小型化が可能になるとともに、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という利点もある。
このように、高磁束密度無方向性電磁鋼板が実現されることにより、鉄心及び回転機の動作時の銅損を低減でき小型化に寄与するのみならず、それを含めた装置全体の系へも多大な波及効果がある。
一方で、無方向性電磁鋼板に対する需要家のコスト低減への要求は依然として強いものがあり、低コストかつ磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板製造方法の開発が求められていた。
この課題を解決する方法として、設備投資額が少ない薄鋳片製造プロセスが注目されつつあった。
すなわち、無方向性電磁鋼板の集合組織では、磁束が流れる板面内にｂｃｃ鉄の磁化容易軸が存在するランダムキューブ方位が理想的であるとされる。これはミラー指数を用い、ｖ、ｗを任意の指数として｛１００｝＜０ｖｗ＞と表記される。一般的に板面内に２つの＜１００＞軸を有する結晶方位をキューブ方位と称する。
しかしながら通常の熱延鋼板を出発材とし、冷延率７０％以上の冷間圧延、再結晶により得られた無方向性電磁鋼板の集合組織では板面法線方向に＜１１１＞軸が一致したγファイバー集合組織が発達し、理想とするキューブ方位の存在はわずかである。
これに対し、近年、特許文献１において、αγ変態を有しないＳｉ含有量４％以上の薄鋳片に５％以上４０％以下の低い冷延を施すことによるランダムキューブ集合組織を有する無方向性電磁鋼板の製造法が開示された。
この方法では、薄鋳片の鋳造時に形成される柱状晶を利用することを技術思想としている。すなわち、薄鋳片の凝固組織に発達する柱状晶はその成長方向である板面法線方向に結晶の＜１００＞軸が一致するため、他の２方向の＜１００＞軸は板面内に位置し、無方向性電磁鋼板の特性に好ましいキューブ方位を有している。
そして、この技術では薄鋳片に一定範囲の圧延率で冷間圧延を施すことにより、凝固の際に薄鋳片内に形成された柱状晶を核として仕上焼鈍時にキューブ方位の結晶粒を成長させ、仕上焼鈍後の成品のキューブ方位を富化させることにより無方向性電磁鋼板の磁気特性を改善することを技術思想とするものである。
この方法ではＳｉ含有量が４％以上であり、凝固から室温までα単相でαγ変態が生じない。このため凝固時に形成された方位のα相とγ層の間の変態による方位のランダム化が生じず、凝固中に形成されたキューブ方位を有する柱状晶を有効に活用し、キューブ方位を有する無方向性電磁鋼板が製造可能である。
一方、この方法においては、凝固鋳片から最終板厚に至るまでに施す冷間圧延率が５％以上４０％未満の小さい範囲に限られるため、冷間圧延による鋼帯の形状矯正の余地が少ないという課題がある。なぜなら、無方向性電磁鋼板は積層し鉄心を形成して使用するため、自動車鋼板などと比較して高い板厚精度を必要とするからである。
特許文献２には、Ｓｉ含有量が４％以下の溶鋼を直接連続鋳造して薄鋳片の板厚を３０ｍｍ以上１４０ｍｍ以下とし、これを熱間圧延し０．７ｍｍ以上４．５ｍｍ以下の鋼帯とし、これを３０％以上８５％以下の最終冷延率で最終板厚とする無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。
この方法においては、通常２００ｍｍ程度の連続鋳造スラブよりも板厚が薄い薄鋳片を出発材として熱間圧延で熱延鋼帯とするため、凝固鋳片から熱延鋼帯までの圧下率を低くすることが可能である。
このため、薄鋳片において発達したキューブ方位を有する柱状晶の熱延鋼帯における残存率を高めることにより、圧延・再結晶後の集合組織を制御し、磁気特性を改善することを技術思想としている。
この方法では、薄鋳片において発達したキューブ方位を有する柱状晶が、その後の熱間圧延中に再結晶により他の方位に変化しやすいため、キューブ方位の残存率の制御が困難であり、最終製品の磁気特性が不安定になりやすいという課題があった。
特許文献３には、双ロール鋳造法などにより板厚５ｍｍ以下のストリップを連続鋳造し、冷却速度を制御する鋳造方法が、特許文献４には、冷却鋳造ロールにより板厚５ｍｍのストリップを連続鋳造し、当該ストリップを熱間圧延に供し少なくとも１５％の圧延を施す技術が公開されている。
また、特許文献５には、たとえば２ｍｍ以下の板厚の薄ストリップを鋳造後に冷却を制御する方法が開示されている。
また、特許文献６には、鋼さいのＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3からなる酸化物組成を制御し、薄ストリップの鋳造を安定して行う方法が開示されている。
しかしながら、凝固ストリップが５ｍｍ以下の薄手ストリップの場合、たとえ少なくとも１５％の熱間圧延を施したとしても制御熱延による熱延鋼帯の集合組織制御の余地は少なく、制御熱延、制御冷延および仕上焼鈍を組み合わせたプロセスメタラジーにより集合組織を制御し、高磁束密度無方向性電磁鋼板を得ることが困難である。
さらに、凝固ストリップの板厚が５ｍｍ以下では、最終製品に至るまでに熱間圧延および冷間圧延により施す圧延率が少なく、板厚精度を向上が困難であり無方向性電磁鋼板に必要とされる板厚精度が得難いという課題があった。
このように、従来の薄鋳片製造設備は無方向性電磁鋼板の製造プロセスに最適化されておらず改善の余地が多々あり、昨今の需要家において開発要請の強い鉄心の小型化に有利な高磁束密度無方向性電磁鋼板を製造できるには至らず、無方向性電磁鋼板に対する前記の要請に応えることは出来なかった。
本発明は、設備投資額の少ない薄鋳片鋳造設備を活用し、適切な厚みの薄鋳片を出発材とし、かつ制御熱延を行うことにより、成品において従来の薄鋳片製造設備では得られなかった優れた再結晶集合組織を形成し、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造技術を提供するものである。
本発明は、従来の薄鋳片製造技術におけるこのような課題を解決し、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を提供することを目的とするものである。
本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
鋼中に質量％で
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法であり、
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
鋼中に質量％で
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法であり、
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
また、鋼中に質量％で
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
０．０１％≦Ａｌ≦２．５％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法であり、
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
０．０１％≦Ａｌ≦２．５％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法であり、
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
また、鋼中に質量％で
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
０．００１％≦ＲＥＭ≦０．０１％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法であり、
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
０．００１％≦ＲＥＭ≦０．０１％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法であり、
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
また、鋼中に質量％で
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
０．０１％≦Ａｌ≦２．５％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
０．００１％≦ＲＥＭ≦０．０１％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法である。
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
０．０１％≦Ａｌ≦２．５％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
０．００１％≦ＲＥＭ≦０．０１％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法である。
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
発明者らは、設備投資額を低減可能な薄鋳片鋳造プロセスにおいて高磁束密度を達成する無方向性電磁鋼板の安価な製造方法について鋭意検討を重ねた結果、薄鋳片の鋳造厚みを一定条件に確保し、次いで当該薄鋳片を圧延温度を制御しつつ熱間圧延に供することで、薄鋳片から熱延鋼帯に至るまでの熱間圧延率を制御し、同時に低温で熱間圧延を行い熱延鋼帯の集合組織を発達することで、その後に冷間圧延を施し仕上焼鈍を行った場合に、成品の集合組織を改善し、無方向性電磁鋼板の磁気特性のうち、特に磁束密度を向上させることが可能になることを新規に見出した。
これは先に述べた特許文献１および特許文献２のように、薄鋳片に存在するキューブ方位の柱状晶を活用し無方向性電磁鋼板の集合組織を制御する技術とは、全く異なる技術思想に基づくものである。
これにより、従来技術では高磁束密度を得るために、高炉、製鋼、粗熱延および仕上げ熱延からなる長大な設備により得た熱延板に、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を施し、冷延し仕上焼鈍したプロセスを簡略化することが可能となる。
すなわち、本発明では、設備投資額の少ない薄鋳片鋳造装置と熱間圧延および最終冷延により、低コストかつ高磁束密度の無方向性電磁鋼板製造方法を提供するものである。特にこの製造法を行う際に、鋳造後の薄鋳片を適切な条件で熱間圧延し熱延鋼帯に仕上げることが、本発明が意図する高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造に欠かせないことを開示するものである。
本発明によれば、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を低コストで製造することが可能である。
まず、溶鋼、すなわち鋼板の成分について説明する。なお、元素の含有量の％は質量％を意味する。
Ｓｉは本発明においては、過度の添加は製品の磁束密度を低減させるため、その含有量を４．０％以下に制限する。一方、磁束密度の向上を妨げない範囲で電気抵抗率を確保して渦電流損を低減させる目的で０．１％以上の添加量が必要である。
ＡｌはＳｉと同様に電気抵抗率を確保するか、脱酸を目的として０．０１％以上添加する。添加量が２．５％超であると磁束密度を低下させるため２．５％以下に添加量を定める。脱酸および電気抵抗率の確保はＳｉ、Ｍｎ等で可能であるのでＡｌの添加は必須ではない。不可避不純物として混入したＡｌは、その酸化能が高いため濃度は分析測定限界以下の［ｔｒ．］となる。これは多くの場合、Ａｌ＜０．００１％である。
Ｃは過剰に含有すると使用中に磁気時効を起こし鉄損が増加するので含有量を０．００４％以下に定める。
本発明は高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造を目的とするが、さらに、析出物を低減して鉄損を改善するためには、Ｃ含有量は０．００３％以下であることが好ましく、さらには０．００２％以下であることがより好ましい。
本発明は高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造を目的とするが、さらに、析出物を低減して鉄損を改善するためには、Ｃ含有量は０．００３％以下であることが好ましく、さらには０．００２％以下であることがより好ましい。
Ｓ、Ｎは熱間圧延工程におけるスラブ加熱中に一部再固溶し、熱間圧延中にＭｎＳ、ＡｌＮの微細な析出物を再析出して仕上焼鈍時の結晶粒成長を抑制し、成品の磁束密度、鉄損が悪化する原因となる。このためその含有量は共に０．００３％以下とする必要がある。
その他に、脱酸のみならず電気抵抗率の向上もしくは再結晶集合組織制御、析出物ＭｎＳ無害化などの目的のためにＭｎを添加してもよい。その場合、０．１％未満ではＭｎ添加の効果が得られないので、０．１％以上添加し、２．０％を超えて添加すると磁束密度が低下するので２．０％以下の添加が好ましい。なお、Ｍｎは無方向性電磁鋼板の製鋼過程で不可避不純物として０．１％以下が混入する場合がある。
また、電気抵抗率を上昇させる目的でＣｒを添加してもよい。この場合、Ｃｒ添加量が０．１％未満であるとその効果が得られないので０．１％以上添加することが好ましく、また、Ｃｒ添加量が１０％超であると、鉄損が増加するので、Ｃｒ添加量は１０％以下であることが好ましい。
その他に、無方向性電磁鋼板の成品の再結晶集合組織改善を目的に、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｓｂの少なくとも一種類を０．０１％以上０．１％以下の範囲で添加してもよい。この目的のための添加量は、０．０１％未満ではその効果が不足し、０．１％超ではその効果が飽和しコスト増となるのでその添加量は０．０１％以上かつ０．１％以下とするのが好ましい。
また、有害な硫化物析出を低減するために特開昭５５−２４９４２号公報に示されたごときＣａ添加を行ってもよい。
Ｔｉは微細なＴｉＮとして析出し鉄損を増加させる。また、固溶Ｔｉは、無方向性電磁鋼板の歪取り焼鈍中にＴｉＣとして析出し、鉄損を増加させる。このようにＴｉは無方向性電磁鋼板の磁性にとって有害な元素である。
Ｔｉ含有量が０．００５％超であると鋼中に微細なＴｉＮが多数析出し仕上焼鈍もしくは歪取り焼鈍中の無方向性電磁鋼板の結晶粒成長を妨げ、鉄損が増加し好ましくないのでＴｉ含有量は０．００５％以下と定める。
薄鋳片プロセスでは、厚さ２００ｍｍ程度のスラブを鋳造する連続鋳造プロセスに比べ、凝固の際の冷却速度が速く析出物が微細化しやすいため、Ｔｉ含有量は０．００１５％以下に低減することが好ましい。磁気特性をさらに向上させ、高磁束密度を達成するためには、さらに、０．００１０％以下にＴｉ含有量を低減することがより好ましい。
薄鋳片プロセスでは、厚さ２００ｍｍ程度のスラブを鋳造する連続鋳造プロセスに比べ、凝固の際の冷却速度が速く析出物が微細化しやすいため、Ｔｉ含有量は０．００１５％以下に低減することが好ましい。磁気特性をさらに向上させ、高磁束密度を達成するためには、さらに、０．００１０％以下にＴｉ含有量を低減することがより好ましい。
鋼中のＳを固定して有害な硫化物を低減するとともにＴｉＮを粗大に複合析出させ、鉄損を改善する効果的な方法として、特開２００６−１２４８００号公報に開示されたごとく溶鋼にＲＥＭを添加してもよい。
ＲＥＭはＲＥＭオキシサルファイドを形成するが、本発明ではこのＲＥＭオキシサルファイド形成が無方向性電磁鋼板の磁気特性改善に特に有効に作用する。
ＲＥＭ添加量が０．００１％未満であるとその効果が十分でないので０．００１％以上の添加に定める。また、０．０１％超であると鉄損が増加するのでＲＥＭ添加量は０．０１％以下に定める。
ＲＥＭ添加量が０．００１％未満であるとその効果が十分でないので０．００１％以上の添加に定める。また、０．０１％超であると鉄損が増加するのでＲＥＭ添加量は０．０１％以下に定める。
ＲＥＭオキシサルファイドであるＲＥＭ2Ｏ2ＳはＳをスカベンジングすると同時に、ＴｉＮをＲＥＭ2Ｏ2Ｓ上に複合析出させ、実質的に析出物を粗大化させることでＴｉの無害化も同時に可能となる。これにより鉄損の低減が一層促進される効果がある。
Ｏ含有量が０．００５％超であるとＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｎＯ等の酸化物を生成し鉄損の増加を招くので０．００５％以下であることが好ましい。
ここで、ＲＥＭとは希土類元素を意味し、元素周期律表においてランタノイドと称されるランタンからルテシウムまでの１５元素にスカンジウムとイットリウムを加えた合計１７元素の総称である。
本発明ではそのうちの１種だけを用いても、２種類以上の元素を組み合わせて用いてもその効果は発揮され、本発明で規定した添加量の範囲内であれば無方向性電磁鋼板においてその効果は発揮される。
本発明ではそのうちの１種だけを用いても、２種類以上の元素を組み合わせて用いてもその効果は発揮され、本発明で規定した添加量の範囲内であれば無方向性電磁鋼板においてその効果は発揮される。
薄鋳片では鋳造後、一般の連続鋳造スラブのようにスラブ加熱炉で長時間再加熱する工程を確保することが困難であり、鋳造後比較的短時間で熱間圧延に供し熱延鋼帯とすることから、Ｓ、Ｔｉの無害化は高磁束密度かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を得るために重要な技術的ポイントである。
本発明では硬度を上昇させ打ち抜き性を改善する目的でＰを添加してもよい。Ｐ添加量が０．０３％未満であるとその効果が十分でなく、０．１％超であると鉄損が増大するのでＰ添加量は０．０３％以上０．１％以下に定める。Ｐ添加はＳｉ含有量が少なく硬度の低い無方向性電磁鋼板において特に有効である。一方Ｓｉ含有量が１％以上の場合は硬度が足りているのでＰ添加は必ずしも必要がない。
また、０．０２５％以下のＰは不可避不純物として含有されるが、不可避不純物のレベルの含有量では無方向性電磁鋼板の磁気特性に影響を及ぼさない。
また、０．０２５％以下のＰは不可避不純物として含有されるが、不可避不純物のレベルの含有量では無方向性電磁鋼板の磁気特性に影響を及ぼさない。
次にプロセス条件について説明する。
前記成分からなる溶鋼は、２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに鋳造される。薄スラブの鋳造法は、固定モールド法、双ロール法、単ロール法、双ベルト法など、いずれの公知の方法でもよい。固定モールドには公知の方法でオシレーションをかけてもよい。
この薄鋳片に熱間圧延を施し所定の厚みの熱延鋼帯とする。薄鋳片の熱間圧延は、鋳造後、連続して行ってもよいし、室温まで冷却後、再加熱して行ってもよい。
鋳造後、連続して薄鋳片を熱間圧延に供する際に、鋳造後の薄鋳片を冷却帯を通過させ水冷等の公知の方法により冷却し、熱間圧延開始温度付近まで冷却した後、トンネル炉により熱間圧延開始温度に薄鋳片の温度を制御し、同時に薄鋳片を均熱化し、熱間圧延に供してもよい。薄鋳片の十分な冷却ゾーンが確保できるのであれば、薄鋳片の冷却は空冷により行ってもよい。トンネル炉による薄鋳片の温度制御は誘導過熱、ガス加熱など、公知の方法により行う。
また、鋳造後の薄鋳片を冷却帯で熱間圧延開始温度付近まで冷却した後、所定の長さにコイル状に巻き取り、コイルボックス内にて公知の方法により、保熱もしくは加熱と同時に均熱化を行い、熱間圧延開始温度に薄鋳片の温度を制御し、その後薄鋳片を巻き戻して熱間圧延に供してもよい。この際、前後に熱間圧延する薄鋳片を公知の方法で溶接するなどして接合し、連続して熱間圧延を行ってもよい。
また、薄鋳片の巻取り性を向上させるため、薄鋳片をコイル状に巻取る前に２％以上５０％以下の予備圧延を施してもよい。予備圧延の圧延率が５０％超であると圧下を行うスタンドの設備コストが上昇するので５０％以下が好ましい。予備圧延の圧延率が２％未満であると薄鋳片の巻き取り性向上の効果が得られないので２％以上が好ましい。
上記の薄鋳片の冷却は冷却帯における水冷のほか、冷却ロールを薄鋳片に接触させ薄鋳片からロールへの伝熱により行ってもよい。この際、冷却ロールにより１０％以下の軽圧下を施し形状を調節してもよい。冷却ロールによる圧下量が１０％超であると圧延反力が大きくなり冷却ロールの剛性を上げるための設備コストがかさむため圧下量は１０％以下が好ましい。冷却ロールは複数設けてもよい。
薄鋳片を熱間圧延して仕上げた熱延鋼帯の厚みが４ｍｍ超であると、酸洗、冷延時のハンドリング性が低下し生産性が低下するので熱延鋼帯の厚みは４ｍｍ以下に定める。また、熱延鋼帯の厚みが１ｍｍ未満であると酸洗歩留まりが低下するとともに、一定時間当たりの熱間圧延の生産量が低下しコスト増となるので熱延鋼帯の厚みは１ｍｍ以上に定める。
本発明においては、冷間圧延前の熱延鋼帯の集合組織を制御することで、冷間圧延、仕上焼鈍後の成品の集合組織を制御し、最終製品の無方向性電磁鋼板の磁気特性、とりわけ磁束密度を向上させることが技術の根幹をなしている。
通常の熱間圧延条件では、熱延鋼帯において回復、再結晶が進行するため、本発明のごとき集合組織制御は困難である。そこで、本発明では薄鋳片からの圧下量を一定以上確保し、十分な圧延率が得られるように定めるとともに、薄鋳片の熱間圧延中の再結晶を抑制し、熱延鋼帯における圧延時に発達する集合組織の集積度を高めることが最も重要な技術思想である。
このため、本発明では薄鋳片の厚みと熱延鋼帯の厚みと熱間圧延温度の制御は最も肝要である。
このため、本発明では薄鋳片の厚みと熱延鋼帯の厚みと熱間圧延温度の制御は最も肝要である。
この観点から、本発明における薄鋳片と熱延鋼帯の厚みおよび熱間圧延温度の規定理由について説明する。
本発明では、薄鋳片の厚みが２０ｍｍ未満であると、熱延鋼帯の集合組織を発達させるために必要な圧下量が不足するので、薄鋳片の厚みは２０ｍｍ以上と定める。
薄鋳片の厚みが２０ｍｍ未満であると熱間圧延による熱延鋼帯の形状制御の余地が少なくなり最終製品の板厚および形状制御が困難となる。この観点からも薄鋳片の厚みは２０ｍｍ以上に定める。
薄鋳片の厚みが２０ｍｍ未満であると熱間圧延による熱延鋼帯の形状制御の余地が少なくなり最終製品の板厚および形状制御が困難となる。この観点からも薄鋳片の厚みは２０ｍｍ以上に定める。
薄鋳片の厚みが１００ｍｍ超であると、熱延鋼帯の集合組織制御効果が飽和するとともに、薄鋳片の圧下量が増加するため、熱間圧延設備のコストが上昇し薄鋳片プロセスの経済性を損なう。よって、この観点からも本発明では薄鋳片の厚みは１００ｍｍ以下に定める。
熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔが８５０℃超となると、熱間圧延中に再結晶が進行するため、圧延時に発達する集合組織とは異なる結晶方位を有する再結晶粒が形成される。この再結晶粒が多い熱延鋼板を用いた場合は、本発明が意図する高い磁束密度を達成することができない。よって、本発明では熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔは８５０℃以下に定める。
また、熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔが６５０℃未満となると、熱間圧延時の圧延反力が増大して圧延が困難となるので、熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔは６５０℃以上に定める。
熱間圧延終了温度ＦＴが５５０℃未満となると、圧延反力が増大し、板厚制御が困難になり、積層して使用する無方向性電磁鋼板に要求される板厚制度が得られなくなるので熱間圧延終了温度は５５０℃以上に定める。
熱間圧延終了温度が８００℃超となると、熱間圧延中の再結晶が進行し熱延鋼帯の集合組織の集積度が低下し、成品の磁束密度が著しく低下するので、熱間圧延終了温度は８００℃以下に定める。
これにより、本発明の熱延鋼帯を冷間圧延し、仕上焼鈍により再結晶させた無方向性電磁鋼板の磁束密度は向上する。
本発明において磁束密度が向上する機構は現在のところ鋭意検討中であるが、薄鋳片の熱間圧延を低温域で実施し熱間圧延中の再結晶を抑制して一定以上の圧下量にて実施することにより、熱延鋼帯の集合組織がその集積度が高まることにより改善され、冷間圧延、仕上焼鈍後の成品の再結晶集合組織中のキューブ方位付近の結晶粒が富化したことがその理由であると推察している。
また、熱間圧延開始温度および熱間圧延終了温度が本発明の範囲を超過する場合、α相域の熱間圧延により造りこんだ熱延鋼帯の集合組織が再結晶と粒成長の進行により消失し成品の磁束密度が低下することを発明者らは突き止めた。このように、本発明の新規性は熱間圧延での再結晶・粒成長を抑制しつつ熱延鋼帯の集合組織を発達させることにあり、本発明の最も肝要な技術思想である。
また、従来技術で無方向性電磁鋼板の磁束密度を向上させるために用いられてきた熱延板焼鈍は、本発明で開示した方法で製造した熱延鋼帯内の集合組織を、熱延板焼鈍中に再結晶と粒成長により消失させる為、成品の磁束密度を十分に向上させることが困難となる。また、熱延板焼鈍工程を追加することによりコストアップとなる課題もある。
従来の熱延版焼鈍による高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法における技術思想は、冷間圧延前の結晶粒径を粗大化させ、冷間圧延を行い、その後の仕上焼鈍時の再結晶の際に磁束密度の向上を妨げる｛111｝面を板面に並行に有する結晶粒の発達を抑制し、｛110｝<001>方位を有する結晶粒の存在量を増加させることにあった。
このように、従来の熱延板焼鈍による高磁束密度無方向性電磁鋼板製造法は、本発明のごとき熱間圧延により熱延鋼帯の集合組織を制御し活用することにより成品の磁束密度を向上させるという技術思想とは全く異なるものである。
熱間圧延終了後の熱延鋼帯は酸洗を施し、冷間圧延を施して最終板厚に仕上げる。冷間圧延後の冷延鋼帯は、仕上焼鈍により再結晶を行わせ、成品とする。この成品は歪取り焼鈍を施さずに使用するか、或いは歪取り焼鈍を施してから使用してもよく、または打ち抜き工程を経て所定の形状のコア等に整形した後に、歪取り焼鈍を施して使用してもよい。
仕上焼鈍の温度域については、熱延鋼帯に造りこんだ集合組織を冷間圧延によりさらに発達させ、この冷延集合組織から仕上焼鈍中に磁束密度を高めるのに適切な再結晶集合組織を形成させる必要がある。このため、αγ変態を有する成分の鋼においては、仕上焼鈍中に変態を生じさせないα相域で行う必要がある。
すなわち、仕上焼鈍温度がα相域の上限であるＡc１点を超えるとα相からγ相への変態が生じ、冷却時にはγ相からα相への逆変態が生じるため、２回の変態により成品の集合組織がランダム化し、本発明の集合組織制御の効果が失われ、成品の磁束密度が低下するので、仕上焼鈍温度はα相内であるＡc１点以下で行う必要がある。
仕上げ焼鈍時間が１０秒未満では再結晶が不十分となり高磁束密度が得られないので、１０秒以上であることが好ましい。一方、仕上げ焼鈍時間が３分を超えると、生産性が悪化し、コストが上昇するので、仕上げ焼鈍時間は３分以内が好ましい。
以上の製造工程により、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を従来よりも低コストで製造することが可能となる。
本発明により得られた高磁束密度無方向性電磁鋼板は、小型軽量化を要求される電気機器、回転機の鉄心、小型トランス、リアクトルに最適であるが、他にも各種コンプレッサー、発電機、高出力を要求される電気自動車用モーター等の鉄心用途等に適している。
次に、本発明の実施例について述べる。
［実施例１］
表１に示した成分を有する溶鋼を厚さ３０ｍｍ、幅１３００ｍｍに鋳造し無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を７６０℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を７７０℃として熱間圧延を行い板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。その際、圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し、熱間圧延終了温度を変化させた。
［実施例１］
表１に示した成分を有する溶鋼を厚さ３０ｍｍ、幅１３００ｍｍに鋳造し無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を７６０℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を７７０℃として熱間圧延を行い板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。その際、圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し、熱間圧延終了温度を変化させた。
また、比較例２として、同一の薄鋳片の熱間圧延開始温度を１０００℃とし、熱間圧延終了温度を８６０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
さらに、比較例３として、同一の成分の鋼を連続鋳造により２００ｍｍ厚みのスラブとし、これをスラブ加熱炉で１１００℃に再加熱し、粗熱延により板厚を３０ｍｍとし、仕上熱延を熱間圧延開始温度を１０００℃、熱間圧延終了温度を８６５℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
さらに、比較例３として、同一の成分の鋼を連続鋳造により２００ｍｍ厚みのスラブとし、これをスラブ加熱炉で１１００℃に再加熱し、粗熱延により板厚を３０ｍｍとし、仕上熱延を熱間圧延開始温度を１０００℃、熱間圧延終了温度を８６５℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
なお、この鋼のＡｒ１変態点は８８０℃である。
続いて、これら熱延鋼帯に酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて７５０℃３０秒の仕上焼鈍を施した。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２に熱間圧延終了温度と磁気特性の関係を示す。
表２に示されるように、熱間圧延終了温度を本発明で規定する５５０℃以上８００℃以下の範囲に適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略し、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
表２に示されるように、熱間圧延終了温度を本発明で規定する５５０℃以上８００℃以下の範囲に適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略し、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
［実施例２］
表３に示した成分を有する溶鋼を厚さ３０ｍｍ、幅１２５０ｍｍに鋳造し無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を８４０℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を８５０℃として熱間圧延を行い板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。その際、圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し、熱間圧延終了温度を変化させた。
表３に示した成分を有する溶鋼を厚さ３０ｍｍ、幅１２５０ｍｍに鋳造し無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を８４０℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を８５０℃として熱間圧延を行い板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。その際、圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し、熱間圧延終了温度を変化させた。
また、比較例６として、同一の薄鋳片の熱間圧延開始温度を１０００℃とし、熱間圧延終了温度を８６０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
さらに、比較例７として、同一の成分の鋼を連続鋳造により２００ｍｍ厚みのスラブとし、これをスラブ加熱炉で１１００℃に加熱し、粗熱延により板厚を３０ｍｍとし、仕上熱延を熱間圧延開始温度を１０００℃、熱間圧延終了温度を８６５℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
さらに、比較例７として、同一の成分の鋼を連続鋳造により２００ｍｍ厚みのスラブとし、これをスラブ加熱炉で１１００℃に加熱し、粗熱延により板厚を３０ｍｍとし、仕上熱延を熱間圧延開始温度を１０００℃、熱間圧延終了温度を８６５℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
なお、この鋼は融点までαγ変態を有しないα単相である。
続いて、これら熱延鋼帯に酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて９００℃３０秒の仕上焼鈍を施した。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４に熱間圧延終了温度と磁気特性の関係を示す。
表４に示されるように、熱間圧延終了温度を本発明で規定する５５０℃以上８００℃以下の範囲に適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略し、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
表４に示されるように、熱間圧延終了温度を本発明で規定する５５０℃以上８００℃以下の範囲に適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略し、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
［実施例３］
表５に示した鋼３の溶鋼を厚さ２０ｍｍ、幅１２００ｍｍに鋳造し無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度をいったん下げ、その後これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を変化させて熱間圧延を行い板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し熱間圧延終了温度は６００℃とした。
表５に示した鋼３の溶鋼を厚さ２０ｍｍ、幅１２００ｍｍに鋳造し無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度をいったん下げ、その後これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を変化させて熱間圧延を行い板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し熱間圧延終了温度は６００℃とした。
また、比較例８として、同一の薄鋳片の熱間圧延開始温度を１０００℃とし、熱間圧延終了温度を８６０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
さらに、比較例７として、同一の成分の鋼を連続鋳造により２００ｍｍ厚みのスラブとし、これをスラブ加熱炉で１１００℃に加熱し、粗熱延により板厚を２０ｍｍとし、仕上熱延を熱間圧延開始温度を１０３０℃、熱間圧延終了温度を８６０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
さらに、比較例７として、同一の成分の鋼を連続鋳造により２００ｍｍ厚みのスラブとし、これをスラブ加熱炉で１１００℃に加熱し、粗熱延により板厚を２０ｍｍとし、仕上熱延を熱間圧延開始温度を１０３０℃、熱間圧延終了温度を８６０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
なお、この鋼のＡｒ１変態点は８７５℃である。
sol-Alは製鋼段階でAl脱酸やAl添加を実施していないため検出限界以下であった。本実験で使用した分析機器ではsol-Alの検出限界は０．００１％であり、この限界量以下と判定されたsol-Alについては表中において「tr.」と記載した。
続いて、これら熱延鋼帯に酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて７５０℃３０秒の仕上焼鈍を施した。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６に熱間圧延開始温度と磁気特性の関係を示す。
表６に示されるように、仕上げ熱間圧延開始温度を適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略して、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
表６に示されるように、仕上げ熱間圧延開始温度を適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略して、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
［実施例４］
表７に示した鋼４の溶鋼を厚さ２０ｍｍ、幅１１００ｍｍに鋳造し無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を５９５℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を変化させて熱間圧延を行い板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し熱間圧延終了温度は６００℃とした。
表７に示した鋼４の溶鋼を厚さ２０ｍｍ、幅１１００ｍｍに鋳造し無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を５９５℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を変化させて熱間圧延を行い板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し熱間圧延終了温度は６００℃とした。
また、比較例１０として、同一の薄鋳片の熱間圧延開始温度を１０００℃とし、熱間圧延終了温度を８６０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
さらに、比較例１１として、同一の成分の鋼を連続鋳造により２００ｍｍ厚みのスラブとし、これをスラブ加熱炉で１１００℃に加熱し、粗熱延により板厚を２０ｍｍとし、仕上熱延を熱間圧延開始温度を１０３０℃、熱間圧延終了温度を８６０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
さらに、比較例１１として、同一の成分の鋼を連続鋳造により２００ｍｍ厚みのスラブとし、これをスラブ加熱炉で１１００℃に加熱し、粗熱延により板厚を２０ｍｍとし、仕上熱延を熱間圧延開始温度を１０３０℃、熱間圧延終了温度を８６０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
続いて、これら熱延鋼帯に酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて９００℃３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。
また、比較例１２として、比較例１１で用いた板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に８５０℃１分の熱延板焼鈍を施し、これに酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて９００℃３０秒の仕上焼鈍を施した。その後エプスタイン試料に切断し磁気特性を測定した。
なお、この鋼は融点までαγ変態を有しないα単相である。
表８に熱間圧延開始温度と磁気特性の関係を示す。
表８に示されるように、仕上げ熱間圧延開始温度を適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略して、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
表８に示されるように、仕上げ熱間圧延開始温度を適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略して、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
［実施例５］
表９に示した成分を有する溶鋼を厚さ３０ｍｍ、幅１２００ｍｍに鋳造し無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を７７５℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を７８０℃とし、圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し熱間圧延終了温度を６７０℃として板厚２．０ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。
続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて各温度で３０秒の仕上焼鈍を施した。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９に示した成分を有する溶鋼を厚さ３０ｍｍ、幅１２００ｍｍに鋳造し無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を７７５℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を７８０℃とし、圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し熱間圧延終了温度を６７０℃として板厚２．０ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。
続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて各温度で３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。
なお、本実験では検出限界である０．００１％以下のsol-Alは表中において「tr.」と記載した。
表１０に仕上焼鈍温度と磁気特性の関係の測定結果を示す。
表１０に示されるように、本発明の成分範囲にＳｉ、Ａｌ含有量を調節することにより高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
表１０に示されるように、本発明の成分範囲にＳｉ、Ａｌ含有量を調節することにより高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
鋼５を用いた比較例１３はＳｉ含有量が本発明の範囲を下回っており、合金含有量がほぼ同等である本発明例２３と比較しても磁束密度の値が著しく低く、鉄損が高く不適である。
鋼１８を用いた比較例１４はＳｉ含有量が本発明の範囲を超過しており、本発明例３２等と比較して合金組成および含有量を加味して考慮したとしても磁束密度が著しく低く不適である。
鋼１９を用いた比較例１５はＡｌ含有量が本発明の範囲を超過しており、本発明例３２等と比較して合金組成および含有量を加味して考慮したとしても磁束密度が著しく低く不適である。
以上のように本発明で規定した範囲にＳｉ、Ａｌ等の合金組成を制御し、適切なプロセス条件で製造することにより高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造が可能である。
また、鋼１１では０．１％以下のＭｎ，０．０２５％以下のＰおよびｔｒ．のＡｌが不可避不純物として混入している。しかしながらこの範囲であれば無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させるものではない。
［実施例６］
表１１に示した成分を有する溶鋼を各厚みで幅１１００ｍｍの無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を７７０℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を７７５℃とし、圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し熱間圧延終了温度を６６５℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。
表１１に示した成分を有する溶鋼を各厚みで幅１１００ｍｍの無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を７７０℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を７７５℃とし、圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し熱間圧延終了温度を６６５℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。
また、本発明例３８、本発明例４０、本発明例４２、本発明例４９、本発明例５１、本発明例５３では、鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を７７０℃とし、これをコイル状に巻き取った後、コイルボックス炉に装入して５分間加熱と±５℃以内に均熱化し、再び巻きほどいてシートバー状に戻した後、熱間圧延開始温度を７７５℃とし、熱間圧延終了温度を６６０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。
続いて酸洗を施し、冷間圧延により板厚０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて鋼２０は７５０℃３０秒、鋼２１は９００℃３０秒の仕上焼鈍を施した。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１２に薄鋳片板厚と磁気特性の関係を示す。
表１２に示されるように、薄鋳片の板厚を２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下にすることにより、無方向性電磁鋼板の磁束密度が増加し、鉄損が低下し、その結果磁気特性が向上している。
表１２に示されるように、薄鋳片の板厚を２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下にすることにより、無方向性電磁鋼板の磁束密度が増加し、鉄損が低下し、その結果磁気特性が向上している。
［実施例７］
表１３に示した成分を有する溶鋼を厚み３０ｍｍで幅１１００ｍｍの無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を７５０℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を７６０℃とし、圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し熱間圧延終了温度を６５０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。
続いて酸洗を施し、冷間圧延により板厚０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて９００℃３０秒の仕上焼鈍を施した。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１３に示した成分を有する溶鋼を厚み３０ｍｍで幅１１００ｍｍの無方向性電磁鋼用の薄鋳片とした。鋳造後の薄鋳片を冷却帯で水冷して温度を７５０℃とし、これをトンネル炉にて加熱して温度を調整し±５℃以内に均熱化し、熱間圧延開始温度を７６０℃とし、圧延速度と熱間圧延スタンド間の冷却速度を制御し熱間圧延終了温度を６５０℃として板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯に仕上げた。
続いて酸洗を施し、冷間圧延により板厚０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて９００℃３０秒の仕上焼鈍を施した。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１３に本発明例と比較例の成分と磁気測定結果を示す。
鋼２２、鋼２６を用いた比較例はＲＥＭ添加量が本発明で定めた範囲未満であり、本発明例よりも鉄損が増加し、磁束密度が低く磁気特性が劣る。
鋼２４、鋼２９を用いた比較例はＲＥＭ添加量が本発明で定めた範囲を超過しており、本発明例よりも鉄損が増加し、磁束密度が低く磁気特性が劣る。
鋼２５、鋼３０を用いた比較例はＯ含有量が本発明の好ましい範囲を超過しているためＲＥＭ添加の効果が不十分であり、本発明例よりも鉄損が増加し、磁束密度が低く磁気特性が劣る。
鋼３１はＴｉ含有量が本発明で定めた範囲を超過しており、本発明例よりも鉄損が増加し、磁束密度が低く磁気特性が劣る。
鋼３２はＳｎ添加量が好ましい範囲を下回っているため、Ｓｎ添加量が好ましい範囲である鋼３３よりも磁束密度が低い。
鋼３４はＳｎ添加量が好ましい範囲を超過しているため、Ｓｎ添加量が好ましい範囲である鋼３３よりも磁束密度が低い。
鋼３５はＣｒ添加量が好ましい範囲を下回っているため、Ｃｒ添加量が好ましい範囲である鋼３６、鋼３７、鋼３８よりも鉄損が増加している。
鋼３９はＣｒ添加量が好ましい範囲を超過しているため、Ｃｒ添加量が好ましい範囲である鋼３６、鋼３７、鋼３８よりも鉄損が増加している。
鋼４４はＴｉ含有量が本発明で定めた範囲を超過しているため、Ｔｉ含有量が本発明で定めた範囲内である鋼４０、鋼４１、鋼４２、鋼４３よりも磁束密度が低く、鉄損が増加している。
以上のように、本発明で定めた範囲、もしくは好ましい範囲に添加量を制御することにより、高磁束密度低鉄損を有する優れた磁気特性が得られることがわかる。
また、鋼２３、鋼２７、鋼４０では０．１％以下のＭｎ，０．０２５％以下のＰ，ｔｒ．のＡｌが不可避不純物として混入している。しかしながらこれらはこの範囲であれば、無方向性電磁鋼板の磁気特性に影響を与えない。
鋼２８、鋼４１では０．１％以下のＭｎおよび０．０２５％以下のＰが不可避不純物として混入している。しかしながらこれらはこの範囲であれば、無方向性電磁鋼板の磁気特性に影響を与えない。
Claims (4)
- 質量％で、
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃ - 質量％で、
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
０．０１％≦Ａｌ≦２．５％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃ - 質量％で、
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
０．００１％≦ＲＥＭ≦０．０１％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃ - 質量％で、
０．１％≦Ｓｉ≦４．０％
０．０１％≦Ａｌ≦２．５％
Ｃ≦０．００４％
Ｓ≦０．００３％
Ｎ≦０．００３％
Ｔｉ≦０．００５％
０．００１％≦ＲＥＭ≦０．０１％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を板厚２０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の薄スラブに連続鋳造し、引き続き熱間圧延を施し、板厚１．０ｍｍ以上４ｍｍ以下の熱延鋼帯とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
連続鋳造後の薄スラブの熱間圧延開始温度Ｆ0Ｔ、熱間圧延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
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