JP2011080140A

JP2011080140A - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の薄鋳片および無方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP2011080140A
Application number: JP2010186261A
Authority: JP
Inventors: Ryutaro Kawamata; 竜太郎川又; Takeshi Kubota; 猛久保田; Hideaki Yamamura; 英明山村; Masafumi Miyazaki; 雅文宮嵜
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-09-14
Filing date: 2010-08-23
Publication date: 2011-04-21
Anticipated expiration: 2030-08-23
Also published as: JP5423616B2

Abstract

【課題】ＲＥＭ、Ｏ、Ｓを適切に制御した溶鋼を用いて双ロール法で薄鋳片を鋳造した場合、仕上げ焼鈍時に結晶粒成長が促進されて鉄損を低減した無方向性電磁鋼板が得られるが、鋼の清浄度が高いために鋳造直後のストリップの結晶組織が粗大化し、その後の冷間圧延の際、安定した通板性が得られない課題があった。
【解決手段】鋼にＲＥＭを適正量添加し高純度鋼化するとともに、鋳造直後のストリップに直接圧延を施すことにより鋳造組織を一旦破壊し、その後のストリップの予熱で再結晶、粒成長を進行させることにより、冷間圧延性に優れた鋳造鋼帯を得ることができ、磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板を省エネルギーのプロセスで得ることができる。
【選択図】図１

Description

本発明は、電気機器の鉄心として用いられる、磁束密度が高く鉄損が低い無方向性電磁鋼板に関するものである。

近年、無方向性電磁鋼板が鉄心として用いられる電気機器においては、世界的なＣＯ₂削減、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進みつつある。
ＩＰＣＣ（Intergovermental Panel on Climate Change）の第４次評価報告書（Fourth Assessment Report；ＡＲ４）では産業革命以降の急激なＣＯ₂増加と地球温暖化の原因が人類の活動に起因することを中立の立場から結論付けた。これにより、地球温暖化による環境破壊の抑制のためにＣＯ₂排出量の削減は喫緊の課題となったのである。

このため、低級グレードの無方向性電磁鋼板が用いられてきた産業用モーターにおいては、欧州、米国などでＩＥＣ統一規格に法制化する動きがあり、米国では２０１２年にＩＥ(Industrial Engineering)３が規格化され、欧州では２０１１年にＩＥ２が、2015年にはＩＥ３がそれぞれ規格化され、日本でもＩＥ２が規格化されている。

このような背景から、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いる。
無方向性電磁鋼板が用いられる機器の効率向上には無方向性電磁鋼板の持つ二つの磁気特性を改善することが肝要である。すなわち、磁束密度の向上と鉄損の低減である。

磁束密度が向上すると使用時の鉄心の磁化力が高まり、モーターなどにおいては回転トルクが向上するとともに、より少ない電流で同じトルクが得られるため、銅線に流す電流を減らすことができ、銅損による損失を低減できる。
回転トルクの向上により、同一出力を得るために必要なモーターのサイズを小さくすることができ、これにより移動体に積載する回転機が小型化すると、移動体が必要とするエネルギーを減少させることができる。この面でも効率向上につながる。
一方、鉄損が減少すると鉄心が励磁される際に板面内を流れる渦電流により発生するジュール熱損失を低減することができる。

従来技術では、鉄損を減少させるために鉄に電気低効率を上昇させるＳｉを添加し、渦電流を減少させ、鉄損を減少させていた。
また、無方向性電磁鋼板の集合組織を改善し磁束密度を向上させるため、冷間圧延前の結晶組織を粗大化させ、板面に難磁化方向を有し、磁束密度を低下させる｛111｝<112>集合組織の発達を抑制する目的で熱延板焼鈍を行うか、仕上げ熱延の後面の温度を上昇させて熱延鋼帯の結晶組織を粗大化することが行われてきた。

仕上げ焼鈍時の粒成長を阻害する介在物として、シリカやアルミナなどの酸化物、硫化マンガンなどの硫化物、窒化アルミや窒化チタンなどの窒化物がある。
このうち、酸化物に関しては、強脱酸元素であるＡｌを十分添加し、酸化物の浮上時間を十分に取り、溶鋼段階で酸化物を除去し無害化することが可能となっている。
硫化物については、次に述べるＣａ添加もしくはＲＥＭ添加により脱硫を行う先行技術がある。

例えば特許文献１においては、Ｃａとそれに適した上限を持つＳに鋼組成を調整することにより、ＣａＳを形成させ硫化物を減少させ、低鉄損を得る方法が開示されている。
硫化物については上述のように溶鋼段階で高純化を実施するほか、特許文献２、特許文献３、特許文献４のように脱硫元素としてＲＥＭの添加により微細で有害なＴｉＮをＲＥＭオキシサルファイドとの複合析出により固定する方法が開示されている。
窒化物については、特許文献５、特許文献６にＢの添加により粗大介在物としてＮを固定する方法が開示されている。

一方、設備費を節約し最終製品に近い成品を製造することにより省プロセスを図る方法としてＣＳＰ（Compact Strip Process）がある。ここで、ＣＳＰとは、従来の熱延鋼帯製造設備のように、製鋼、連続鋳造、粗圧延、仕上熱延のプロセスを経ることなく、溶鋼を製鋼処理した後、熱延鋼帯に相当する鋳造鋼帯を直接得る設備を示す。
ＣＳＰの従来技術としては、溶鋼を対になったロールの間に注ぎ、その隙間から溶鋼を凝固させながら鋳造する双ロール法などが実用化されている。
ＣＳＰによる鋳造鋼帯は一般に結晶組織が粗大化しやすく、その後の冷間圧延の際、安定した通板性が得られないなどの冷延の安定性に課題がある。
このため、双ロールの凝固接触部で双ロールにより圧下するなどの方法も取られているが、純度の高い無方向性電磁鋼板の場合、結晶粒成長が速く、冷延の安定性が必ずしも十分に改善されているとはいえない課題があった。

特開２００１−２７１１４７号公報特開昭５１−６２１１５号公報特開昭５６−１０２５５０号公報特許第３０３７８７８号公報特公昭５８−１１７２号公報特公昭５９−２０７３１号公報

従来の技術では、磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板を製造しようとした場合、製鋼で高いコストをかけて高純度鋼化したり、熱延鋼帯にコストのかかる熱延板焼鈍を施したりする必要があった。これに対し、ＣＳＰで薄鋳片を鋳造した場合、コストを削減して熱延板焼鈍なみの結晶組織を得ることができ、さらに、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓを適切に制御することにより、ＲＥＭ₂Ｏ₂Ｓ上にＴｉＮを析出させ、微細なＴｉＮの形成を防止することで仕上げ焼鈍時の結晶粒成長を促進して鉄損を低減できるメリットがあるが、上記のように、鋼の清浄度が高い故に鋳造直後の高温のストリップの結晶組織が粗大化し、その後の冷間圧延の際、安定した通板性が得られないなどの冷延の安定性に課題があった。

鋼の清浄度の上昇により結晶組織が冷延の安定性に課題をもたらすまでに成長する鋳造鋼帯の結晶組織を制御する手段として、鋳造直後の高温のストリップに適切な熱間加工を施し鋳造鋼帯の結晶組織を制御することを旨とするものである。
本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。

（１）鋼中に質量％で、
０．３≦Ｓｉ≦３．５、
０．１５≦Ｍｎ≦１．５、
かつ鋼中に質量ｐｐｍで、
Ｃ≦５０、
Ｓ≦４０、
Ｎ≦５０、
Ｔｉ≦５０、
１０≦ＲＥＭ≦５００、
２０≦Ｏ≦５０
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、これを双ロール鋳造法により鋳造し、
鋳造直後のストリップを圧延温度９００℃以上１１００℃以下の温度で双ロール直下に設けたロールで圧下率３０％以上５０％以下の圧延を施し鋳造鋼帯とし、
前記鋳造鋼帯に一回の冷間圧延を施し、仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）さらに鋼中に質量％で、
０．３≦Ａｌ≦２．５
を含有することを特徴とする上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）前記冷間圧延の圧延率を５５％以上８５％以下とすることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（４）上記（１）または（２）に記載の鋼を溶製し、これを双ロール鋳造法により鋳造し、鋳造直後のストリップを圧延温度９００℃以上１１００℃以下の温度で双ロール直下に設けたロールで圧下率３０％以上５０％以下の圧延を施すことにより得られた無方向性電磁鋼板製造用の鋳造鋼帯。

本発明によれば、ＲＥＭ添加による高純度鋼を双ロール鋳造法により鋳造した際に発生する鋳造鋼帯の冷延安定性の課題を改善する効果がある。

ＤＲＭ（Direct Rolling Mill）を付帯した双ロール鋳造機を示す図である。

まず、本発明で用いる鋼の成分について説明する。なお、元素の含有量の％、ｐｐｍはそれぞれ質量％、質量ｐｐｍを意味する。

Ｓｉは本発明においては電気抵抗率を確保するため、０．３％以上３．５％以下の範囲で添加される。０．３％未満ではその鉄損低減効果が不足し、３．５％超では冷間圧延が困難になるので３．５％以下に定める。
Ａｌは本発明においては添加は必須ではないが、添加する場合は電気抵抗率を確保するため、０．３％以上２．５％以下の範囲で添加される。０．３％未満ではその鉄損低減効果が不足し、２．５％超では冷間圧延が困難になるので２．５％以下に定める。

Ｍｎは本発明においては電気抵抗率と鋳造時の熱間脆性を改善するため、０．１５％以上１．５％以下の範囲で添加される。０．１５％未満ではその鉄損低減効果が不足し、１．５％超ではその効果が飽和するので１．５％以下に定める。

鋼中の不可避不純物であるＣ、Ｓ、Ｎ、Ｔｉは下記の範囲に低減させることにより低鉄損化を促進する。

Ｃ含有量が増大すると鉄心として使用中に磁気時効が生じて鉄損が増加するので、Ｃは５０ｐｐｍ以下に定める。
Ｓ含有量が増大すると硫化物のＢ系介在物が増加して著しく結晶粒成長を妨げ鉄損が悪化するのでＳは４０ｐｐｍ以下に定める。
Ｎ含有量が増大すると窒化物が増大して粒成長を妨げ鉄損が悪化するのでＮは５０ｐｐｍ以下に定める。
Ｔｉ含有量が増大するとＴｉＮなどの化合物が増大して鉄損が悪化するのでＴｉは５０ｐｐｍ以下に定める。

本発明では、ＲＥＭ₂Ｏ₂Ｓ上に微細ＴｉＮを複合析出させて鋼の清浄度を向上させる。そのためにＲＥＭは重要な元素である。ＲＥＭはＳ、Ｏと結合して粗大なオキシサルファイド系介在物を形成する。ＲＥＭは酸硫化物となった後、ＴｉＮなどの析出物の核となり鋼のスカベンジングを行い鋼中の微細析出物を低減し、鋳造直後や仕上げ焼鈍中の結晶粒成長性を著しく促進し、鉄損の改善に効果があるので、１種または２種以上を１０ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下添加する。
１０ｐｐｍ未満ではその効果は十分でなく、５００ｐｐｍ超ではその効果が飽和するので１０ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下に定める。
ここでＲＥＭとは、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムの１５元素に原子番号が２１のスカンジウムと原子番号が３９のイットリウムを加えた合計１７元素の総称である。

ＯはＲＥＭ、Ｓと結合して粗大なオキシサルファイド系介在物を形成し、さらにＴｉＮなどの析出物の核となりスカベンジングを行い、鋼中の磁性に有害な微細析出物を低減するので添加する。添加量が２０ｐｐｍ未満であるとその効果が不足し、５０ｐｐｍ超であると過大な酸化物系析出物が析出して磁性にかえって有害である。よってＯの範囲は２０ｐｐｍ以上５０ｐｐｍ以下に定める。

次に、無方向性電磁鋼板を製造するためのプロセス条件について説明する。
本発明の特徴は、粗大な組織となり冷延の安定性に課題の多い双ロール鋳造法による鋳造鋼帯の冷延性を改善することにある。このため、双ロールによる鋳造直後に制御された軽い圧下を実施し、ストリップの組織を改善し、冷延安定性に優れた鋳造鋼帯を得ることに技術の主眼がある。

まず、前記成分からなる組成の鋼を双ロール鋳造法によりストリップに鋳込む。双ロールの直下には、この鋳造されたストリップを直後に圧下できるロールがあるのが本発明の装置的な特徴である。以下、この圧下装置をＤＲＭ（Direct Rolling Mill）と呼ぶ。
また、双ロール鋳造機からこのＤＲＭまでの区間の鋼帯をストリップ、ＤＲＭによる圧下を受けた以降の鋼帯を鋳造鋼帯と呼んで区別する。
図１に、本発明で使用する双ロール鋳造機の模式図を示す。

ＤＲＭでは鋳造されたストリップを９００℃以上１１００℃以下の温度で圧延する。この温度が９００℃未満では、圧下後のストリップの結晶粒成長が不十分であり、冷間圧延し、焼鈍した後の無方向性電磁鋼板の磁気特性が良好でないので９００℃以上に定める。
また、１１００℃超では、ＤＲＭにより圧延した後に再結晶し、その後に粒成長が著しく進行して得られた鋳造鋼帯の冷間圧延の安定性に課題を残したままになる。このため、ＤＲＭによる圧延の効果が失われてしまうので１１００℃以下に定める。

ＤＲＭによるストリップの圧下は、３０％以上５０％以下の圧下率の範囲で行う。
圧下率が３０％未満であるとストリップをＤＲＭで圧下した後に再結晶が生じないので一旦再結晶させて粗大なストリップの組織を微細化し、再び粒成長させる本発明の効果が期待できない。また、圧延温度が低い場合、歪誘起粒成長が生じて巨大な結晶が生じ、圧延の安定性が低下する。以上の理由から、ＤＲＭによるストリップの圧下は３０％以上と定める。
一方、ＤＲＭによるストリップの圧下率が５０％を超えると、圧延後の再結晶組織が微細になりすぎ、ＤＲＭによる圧下を受け、ストリップが冷却されて最終の鋳造鋼帯になるまでに結晶粒成長が不十分となり、冷延、焼鈍後の磁気特性が劣化する。以上の理由から、ＤＲＭによるストリップの圧下は５０％以下と定める。

ＤＲＭにおけるロールの材質やロールの駆動機構その他は、公知の圧延機能を有する機構で良い。
ＤＲＭによる圧延を経た鋳造鋼帯は公知の方法で冷却するか、あるいは冷却を施さずに巻き取る。巻き取る方法は公知の方法で良い。

本発明では、以上のような条件で鋳造鋼帯を製造する。これにより、後述の実施例で示すように鋳造鋼帯の繰返し曲げ試験の成績が向上する。この結果、鋼帯のハンドリング性が改善されて冷延での通板性が安定し、従来のＣＳＰでの課題が改善される。

本発明で、特に、ＲＥＭ添加を行った高純度鋼においてＤＲＭにより３０〜５０％の圧下を鋳造直後のストリップに施した際に、鋳造鋼帯の繰返し曲げ試験の成績が向上する理由については、下記のように推察される。
すなわち、ＲＥＭ添加により高純度鋼化した双ロール鋳片はそのままでは鋳造後の結晶粒成長が著しく、場合によっては板厚を１粒が貫通するほどの粗大結晶組織となる。これを繰返し曲げ試験に供した場合、特に高Ｓｉ材では双晶が発生しやすく、亀裂の起点になりやすい。同じことは冷間圧延の際にもあてはまり、加工の際に転位のすべりの自由度が少ないので亀裂が発生しやすくなる。自由な変形には５つ以上の独立な結晶系が必要とされており、粗大な結晶は遷移帯を発生させるなどして変形の自由度を確保する。
ＤＲＭによる圧延を適切に調節することにより、高純度鋼の鋳造鋼帯の結晶粒径が適切に調整され、その後のハンドリング性が改善され、繰返し曲げ試験の成績が向上したものと推察される。

ＤＲＭで圧下された後の鋳造鋼帯は、続いて冷間圧延され、仕上焼鈍される。その際の条件は通常の無方向性電磁鋼板の製造において採用されている条件でよいが、磁気特性の点からは、冷間圧延率を５５％以上８５％以下とするのがよい。
冷延率５５％未満であると磁束密度を向上させるＧＯＳＳ方位の発達が抑制され磁束密度が低下する。また、冷延率が８５％を超えると、磁気特性に好ましくないガンマファイバー集合組織が発達して磁束密度が低下する。ＧＯＳＳ方位を発達させる観点からは冷延率はさらに６０％以上８０以下であることがより好ましい。

以下、実施例により本発明をさらに説明する。

表１に示した成分の鋼を溶製し、双ロール鋳造法により所定の板厚のストリップを鋳造した。
当該ストリップに対し、双ロールドラムの直下に設けた直接熱延（ＤＲＭ；Direct Rolling Mill）用のロールにより所定の圧下率（ＤＲＭ％）で圧下を施し、所定の厚み（ＨＧｍｍ）の鋳造鋼帯に仕上げた。
次に、得られたストリップを所定の温度の油中に浸しＪＩＳＣ２５５０に定められた方法で繰り返し曲げ試験を行った。繰返し曲げ試験は５回を超えると冷間圧延において安定した通板性が得られる指標となる。その結果を表２に示す。
表２より、ＤＲＭの圧下率が３０％以上の場合に２５℃での繰返し曲げ試験の回数が５回を超えており、冷間圧延における通板の安定性に優れており、実際の冷間圧延でも問題がなかった。
このように、鋳造直後のストリップを圧延温度９００℃以上１１００℃以下の温度で双ロール直下に設けたロールで圧下率３０％以上５０％以下の圧延を施すことで冷間圧延性に優れた鋳造鋼帯が得られることがわかる。

表３に示した成分の鋼を溶製し、双ロール鋳造法により所定の板厚のストリップに仕上げた。次に双ロールドラムの直下に設けた直接熱延（ＤＲＭ）用のロールにより圧下率（ＤＲＭ％）３５％で鋳造直後の１０３０℃のストリップに直接圧下を施し、９３０℃から９８０℃の温度域で所定の厚み（ＨＧｍｍ）の鋳造鋼帯に仕上げた。
また、比較例として鋼４５から鋼５２の公知の方法で製造した２００ｍｍ厚の連続鋳造スラブを１１５０℃で加熱し４０ｍｍの粗バーに仕上げ、熱延終了温度８８０℃で所定の厚み（ＨＧｍｍ）の熱延板に仕上げた。
これらの熱延板は繰り返し曲げ試験を行ったところ、いずれの温度でも曲げ回数５回以上を達成しており、実際の冷間圧延でも問題がなかった。

このように、鋳造直後のストリップを圧延温度９００℃以上１１００℃以下の温度で双ロール直下に設けたロールで圧下率３０％以上５０％以下の圧延を施すことで冷間圧延性に優れた鋳造鋼帯が得られることがわかる。
これらのプロセスにより得られた鋳造鋼帯あるいは熱延板を、冷間圧延により０．３５ｍｍの板厚に仕上げ、９５０℃３０秒の仕上げ焼鈍を施し、磁気測定を行った。
プロセス条件と磁気測定結果をあわせて表３に示す。表３より、本発明で既定したプロセスで、本発明で既定する冷延率において優れた磁気特性が得られることがわかる。

表４に示した成分の鋼を溶製し、双ロール鋳造法により所定の板厚のストリップに仕上げた。次に、双ロールドラムの直下に設けた直接熱延（ＤＲＭ）用のロールにより、鋳造直後の１０２０℃のストリップに圧下率３５％で直接圧下を施し、９５０℃で、厚み（ＨＧ）１．４ｍｍの鋳造鋼帯に仕上げた。
このプロセスにより得られた鋳造鋼帯を冷間圧延により０．３５ｍｍの冷延板厚に仕上げ、９５０℃３０秒の仕上げ焼鈍を施し、磁気測定を行った。
プロセス条件と磁気測定結果をあわせて表４に示す。
表４より、ＲＥＭ添加量とＴｉ、Ｏの複合添加量を適切に制御することにより低い優れた鉄損値が得られることがわかる。

Claims

鋼中に質量％で、
０．３≦Ｓｉ≦３．５、
０．１５≦Ｍｎ≦１．５、
かつ鋼中に質量ｐｐｍで、
Ｃ≦５０、
Ｓ≦４０、
Ｎ≦５０、
Ｔｉ≦５０、
１０≦ＲＥＭ≦５００、
２０≦Ｏ≦５０
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、これを双ロール鋳造法により鋳造し、
鋳造直後のストリップを圧延温度９００℃以上１１００℃以下の温度で双ロール直下に設けたロールで圧下率３０％以上５０％以下の圧延を施し鋳造鋼帯とし、
前記鋳造鋼帯に一回の冷間圧延を施し、仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法。
さらに鋼中に質量％で、
０．３≦Ａｌ≦２．５
を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記冷間圧延の圧延率を５５％以上８５％以下とすることを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
請求項１または２に記載の鋼を溶製し、これを双ロール鋳造法により鋳造し、鋳造直後のストリップを圧延温度９００℃以上１１００℃以下の温度で双ロール直下に設けたロールで圧下率３０％以上５０％以下の圧延を施すことにより得られた無方向性電磁鋼板製造用の鋳造鋼帯。