JP2010242186A

JP2010242186A - 磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP2010242186A
Application number: JP2009093542A
Authority: JP
Inventors: Yoshiaki Natori; 義顕名取; Yosuke Kurosaki; 洋介黒崎; Takeshi Kubota; 猛久保田; Masahiro Fujikura; 昌浩藤倉; Satoshi Arai; 聡新井; Ryutaro Kawamata; 竜太郎川又
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-04-08
Filing date: 2009-04-08
Publication date: 2010-10-28

Abstract

【課題】熱延仕上温度を高温化することにより、自己焼鈍による熱延板焼鈍工程を省略した無方向性電磁鋼板の製造法に於いて、熱延板焼鈍を施した製品と同等の磁気特性を有する高級品種の無方向性電磁鋼板の製造方法を提供すること。
【解決手段】鋼中成分のＳｉ，Ａｌの添加量について、0.3≦Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ） ≦０．５とすることにより製品に於ける集合組織を改善し、熱延板焼鈍を施した製品と同等の磁気特性を得る。
【選択図】図１

Description

本発明は主に産業用モーターなどの鉄心として用いられる無方向性電磁鋼板の製造法に関するものであり、特に、熱延板焼鈍工程を省略しても良好な磁気特性を備える無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

通常、無方向性電磁鋼板を製造する際に優れた磁気特性を実現するには、熱延板焼鈍工程が必須となる。しかし工程としては製造コストや工期の問題が大きかった。
この問題に対して、熱延板焼鈍を省略する技術として、スラブ加熱を高温で行い、熱間圧延の仕上温度を１０００℃以上とし、冷却までの１〜７秒の保持時間に自己焼鈍を行うことによって、熱延板焼鈍工程の代替とする製造方法が提案されている。

特許文献１によると、スラブ加熱温度を１２００℃以上にする必要から、熱延時の微細析出物の発生を抑えるために、[Ｓ]０．００１５％以下にするとある。しかしながら、少量であっても形成される微細析出物により、磁気特性の劣化が起こり易かった。また、熱延板焼鈍を省略した場合は、熱延板焼鈍を施した高級品種に比べて、最終製品での集合組織の成長度合いが悪かった。その為、熱延板焼鈍を省略したこの製造法では高級品種の製造を行うことは困難であった。

特許文献２によると、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ添加により熱間圧延仕上温度を９５０℃に低温化する方法が提案されている。
また、特許文献３では、Ｓｎ、Ｃｕを添加することで、板形状を改善し、更に良好な磁気特性を得る方法が提案されている。
さらに、これらとは別に、特許文献４では、粗バー加熱を行うことで熱延前のスラブ加熱を１１５０℃以下の低温で行う方法も提案されている。
しかし、以上の方法はいずれも易製造化策であるものの、上記の問題を解決し、高級品種の製造を可能とするには十分なものとはいえなかった。

特公昭６２−６１６４４号公報特開２００４−１６９１４１号公報特開２００４−２６３２８６号公報特開２００７−１５４２７１号公報

本発明は、無方向性電磁鋼板の高級品種の製造に際し、熱延仕上温度を高温化することにより、自己焼鈍による熱延板焼鈍工程を省略した製造法において、熱延板焼鈍を施した製品と同等の磁気特性が得難いという問題を解決し、高級品種の製造を可能とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供せんとするものである。

発明が解決するための手段

本発明者らは、熱延板焼鈍を行った高級品種と同等の磁気特性を、熱延板焼鈍を省略して実現するには、集合組織の改善が必要と考え、鋼中成分の影響を詳細に調査した。
その結果、鋼中成分であるＳｉとＡｌの含有比率を制御することでこれが実現できることを見出し、この知見に基づきこの発明を完成した。

この発明の要旨は以下の通りである。
「質量％でＣ≦０．００８、２≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３、０．０２≦Ｍｎ≦１．０、Ｓ≦０．００３、Ｎ≦０．００２、Ｔｉ≦０．００３、０．００１≦ＲＥＭ≦０．０２、更に０．３≦Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）≦０．５の関係を満足し、残部Fe及び不可避的な不純物を含む無方向性電磁鋼板スラブを、熱間仕上圧延温度が１０５０℃以上となるような温度範囲で熱間仕上圧延を行い、その後の無注水時間を１秒以上７秒以下とし、注水冷却により７００℃以下で巻取りを行うことを特徴とする、熱延板焼鈍を省略した磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法。」

本発明によれば、熱延板焼鈍工程を省略しても高級品種を製造できることから、製造コストの低減が可能となり、また、工程の省略により工期の短縮が図られ、供給能力の増強が可能となる。

鋼中成分のＡｌとＳｉの添加量の比Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）と集合組織を反映するＢ５０／Ｂｓの関係図を示す。×印は比較材である。鋼中成分のＡｌとＳｉの添加量の比Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）と、鉄損Ｗ１５／５０と磁束密度Ｂ５０の関係図を示す。×印は比較材である。

本発明は、無方向性電磁鋼板の高級品種の製造に際し、熱延仕上温度を高温化することにより、自己焼鈍による熱延板焼鈍工程を省略した製造法において、更に良好な磁気特性を得るためには、集合組織の改善が重要であるという観点から、鋼中成分が集合組織に与える影響を詳細に調査した結果、ＳｉとＡｌの含有量、含有割合のバランスを制御することでこれを実現できることを見出した。

図１は、本発明者が行った実験結果の一例である。
いずれも質量％で、Ｃ：０．００２１％、Ｍｎ：０．２６％、Ｓ：０．００２５％、Ｎ：０．００１５％、Ｔｉ：０．００２１％、ＲＥＭ：０．００９％、残部Ｆｅおよび不可避的な不純物を含む電磁鋼板スラブに対して、Ｓｉ：２．１％、Ａｌ：０．３％を基準とし、同じ固有抵抗となるようにＳｉ／Ａｌ量を変化させて無方向性電磁鋼板スラブを作成し、１２５０℃でスラブ加熱を行い、１０００℃以上の仕上温度となるように熱間圧延を行い、仕上げ圧延後１秒間無注水とし、その後注水冷却により６４０℃で巻取りを行った。その後酸洗し、０．５０mm厚に冷延し、９００℃×３０秒の仕上げ焼鈍を行った。

この時の磁束密度Ｂ５０の飽和磁束密度Ｂｓに対する割合Ｂ５０／ＢｓとＡｌ比率Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）の関係を図1に示す。
ここでＢ５０／Ｂｓについてであるが、Ｂｓは単位体積中の鉄原子の濃度によって決まる物理量である。一方で鉄の結晶には磁気異方性があり、励磁方向と磁化容易軸の角度差に応じて磁化は減少する。一般にＢ５０はＢｓよりも低い値となっており、その主な原因は結晶方位によるものである。
更に実際の鋼板は多結晶であるために多くの結晶粒は励磁方向と磁化容易軸は一致せず、Ｂ５０はＢｓよりも低い値となる。この際Ｂ５０は磁化容易軸方向を主眼として見た集合組織の良悪によって決まる値となる。よってＢ５０とＢｓの比をとることで集合組織の評価が可能となる。
図１によれば、Ｂ５０／ＢｓがＡｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）＝０．４付近で極大値をとっている。このことから、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）比率を所定の数値範囲に定めることにより、集合組織の改善が達成されることがわかる。この際の磁気特性Ｂ５０、Ｗ１５／５０の値を図２に示す。
図１、図２から、本発明によって良好な磁気特性が得られることが分かる。
なお×印は比較材であり、成分、プロセスを調節することで高Ｂ50となっているが、今回発明に比べて鉄損Ｗ15／50が劣っている。

以下に、本発明の数値限定理由について説明する。

鋼の成分組成：
Ｃは、熱間圧延中もフェライト単相とするために、また、磁気時効が起こり磁気特性が劣化してしまうことを防止するために、０．００８％以下とした。
（Ｓｉ＋Ａｌ）も、フェライト単相とするために２％以上必要である。これはフェライト、オーステナイト二相域では結晶粒が微細化してしまい、結晶粒成長が困難になるためである。また低鉄損化には高固有抵抗とする必要があり、このために（Ｓｉ＋Ａｌ）は２％以上とした。上限を３％としたのは、３％を超えてＳｉ＋Ａｌを含有させても、含有量を増加したほどには結晶粒成長が促進されるわけではないことと、経済的な理由による。
Ｍｎは、熱間圧延時の赤熱脆性を防ぐために０．０２％以上必要であるが、Ｍｎを１％を超えて含有させると、Ｂｓの低下により磁気特性が劣化してしまうことから、Ｍｎ含有量は０．０２％以上１％以下と定めた。
Ｓは、微細な硫化物の生成により磁気特性と仕上焼鈍時の粒成長性を劣化してしまうので、その含有量を０．００３％以下と定めた。
Ｎは、ＴｉＮ、ＡｌＮの析出により磁気特性と、仕上焼鈍時の粒成長性を劣化してしまうので、その含有量を０．００２％以下と定めた。
Ｔｉは、ＴｉＮ、ＴｉＣの析出により磁気特性と、仕上焼鈍時の粒成長性を劣化してしまうので、その含有量を０．００３％以下と定めた。
ＲＥＭは、粗大な硫化物を生成するとともに、ＴｉＮ等の介在物の析出サイトともなると考えられている。これにより再結晶、粒成長の阻害要因となる微細なＴｉ系析出物や硫化物の析出を抑制することで良好な磁気特性が得られる。充分な効果を得るには０．００１％以上必要であるが、０．０２％を超えて含有させても効果が飽和することから、ＲＥＭの含有量を０．００１％以上０．０２％以下と定めた。またこの場合、Ｔｉはあるレベル以上含まれていた方がＲＥＭ粗大析出物上に複合析出しやすいので、Ｔｉ含有量は１６ppm以上、望ましくは２１ppm以上とする。
本発明では、上記各成分元素を、上記所定の数値範囲内と定めることが必要であるとともに、さらに、集合組織を改善し、磁気特性の向上を図るために、図１、図２からも明らかなように、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が０．３〜０．５の範囲内となるようにＳｉおよびＡｌの含有割合を調整する必要があり、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）の値が０．３未満の場合あるいは０．５を超えるような場合には、Ｂ５０／Ｂｓの値が低下するとともに、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）＝０．４付近で極大値をとっている。このことから、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）比率を所定の数値範囲に定めることにより、集合組織の改善が達成されることがわかる。この際の磁気特性Ｂ５０、Ｗ１５／５０の値を図２に示す。

製造条件：
熱間圧延の仕上温度は１０５０℃以上とする必要があり、更に好ましくは、１１００℃以上とする。これは充分な再結晶と正常粒成長の確保には高温とする必要があるからであり、これ以下では充分な初磁化特性が得られないからである。
仕上圧延後の無注水時間は再結晶、正常粒成長に必要な時間であり、１秒以下では充分な再結晶、粒成長が進行しない。上限を７秒としたのは注水時間が短くなり、冷却が困難となるからである。
巻取り温度は、７００℃を超えると酸洗性が悪化するためこれより低い必要がある。
以上の方法で作成された熱延板は熱延板焼鈍を行わずに酸洗、冷延され、仕上焼鈍される。

Ｃ：０．００２％、Ｍｎ：０．２３％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．０００６〜０．００２２％、Ｔｉ：０．００１２〜０．００２７％、Ｎ：０．０００６〜０．００１７％、ＲＥＭ：０．００１８〜０．００８２％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物に加え、Ｓｉ、Ａｌを種々含有する無方向性電磁鋼板スラブを、１２５０℃でスラブ加熱した。
熱間圧延の仕上温度は種々変更して熱間圧延し、その後の無注水時間を１秒とし、注水冷却後、６５０℃で巻取り、熱延板板厚を２．２mmとした。
その後、酸洗を行い、０．５０mmの板厚に冷間圧延し、９００℃×３０秒の連続焼鈍を行った。
得られた無方向性電磁鋼板の磁気特性の評価を行った。
結果を表１，表２に示す。なお、表１，表２中の下線は、本発明の条件範囲外であることを示す。

表１，表２によれば、本発明例１８〜２０、２３〜２５、２８〜３０の磁気特性は、Ｂ５０の値が大きく、しかも、Ｗ１５／５０の値が小さいことから、無方向性電磁鋼板として優れた磁気特性を備えるものであることがわかる。
これに対して、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）比率が０．３未満あるいは０．５を超えることで本発明の範囲外となる比較例１〜１５、３１〜４０、また、熱間圧延仕上温度が１０５０℃未満であることで本発明の範囲外となる比較例１、２、６、７、１１、１２、１６、１７、２１、２２、２６、２７、３１、３２、３６、３７は、Ｂ５０の値が小さい、及び／又は、Ｗ１５／５０の値が大きいことから、本発明例に比していずれも磁気特性に劣ることは明らかである。

以上のとおり、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法によれば、熱延板焼鈍工程を省略しても高級品種を製造できることから、製造コストの低減が可能となり、また、工程の省略により工期の短縮が図られ、供給能力の増強が可能となり、産業上の利用性は非常に大きいといえる。

Claims

質量％でＣ≦０．００８、２≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３、０．０２≦Ｍｎ≦１．０、Ｓ≦０．００３、Ｎ≦０．００２、Ｔｉ≦０．００３、０．００１≦ＲＥＭ≦０．０２、更に、０．３≦Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）≦０．５の関係を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的な不純物を含む無方向性電磁鋼板スラブを、熱間仕上圧延温度が１０５０℃以上となるような温度範囲で熱間仕上圧延を行い、その後の無注水時間を１秒以上７秒以下とし、注水冷却により７００℃以下で巻取りを行うことを特徴とする、熱延板焼鈍を省略した磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法。