JP2014037581A - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.0050%以下、Si:3.0%超5.0%以下、Mn:0.10%以下、Al:0.0010%以下、P:0.040%超0.2%以下、N:0.0040%以下、S:0.0003%以上0.0050%以下、Ca:0.0015%以上およびSnおよびSbのうちから選んだ1種または2種合計:0.01%以上 0.1%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなるスラブを、連続鋳造機で鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を施し、酸洗後、1回の冷間圧延によって最終板厚としたのち、仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、
上記熱延板焼鈍工程において、均熱温度を900℃以上1050℃以下とし、均熱後の冷却速度を5℃/s以上とする。
【選択図】図2
Description
近年、モータの駆動システムの発達により、駆動電源の周波数制御が可能となったことから、可変速運転や商用周波数以上での高速回転を行うモータが増加している。
無方向性電磁鋼板の鉄損を低減する手段としては、従来、Si,AlおよびMn等の含有量を高め、電気抵抗を増加することにより渦電流損を低減する手法が一般に用いられてきた。しかしながら、この手法では、磁束密度の低下が免れないという問題があった。
例えば、特許文献1には、P含有量を0.05〜0.20%、Mn含有量を0.20%以下として、高磁束密度化を図る方法が提案されている。しかしながら、この方法を工場生産に適用した場合、圧延工程などで板破断などのトラブルが生じやすく、歩留り低下やライン停止が余儀なくされるなどの問題があった。また、Si含有量が0.1〜1.0%と低いため、鉄損が高く、特に高周波数での鉄損に劣っていた。
一方、製造方法として、特許文献4には、P含有量を0.07%超え0.20%以下とした素材について、熱延板焼鈍を箱焼鈍として、冷延前粒径を特定の範囲とする技術が開示されている。しかしながら、この手法では、冷延前粒径を特定の範囲とするために熱延板焼鈍の均熱温度を一定の範囲とする必要があることから、生産性に優れた連続焼鈍を適用した場合、特に前後に他鋼種を通板させたときには、特性のばらつきが大きくなるという問題があった。なお、特許文献4では、熱延板焼鈍は低温で長時間とし冷却速度は緩やかにするほうが優れた磁気特性が得られると記載されている。
その結果、生産性を向上させるためには、適量のCaを添加すると共に、熱延板焼鈍における冷却速度を速くすることが有利であること、また特に連続焼鈍に湾曲型連続鋳造機を用いた場合には、スラブが湾曲帯を通過した直後の矯正帯におけるスラブ幅中央部での表面温度を制御することが有効であること、を見出した。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
1.質量%で、
C:0.0050%以下、
Si:3.0%超 5.0%以下、
Mn:0.10%以下、
Al:0.0010%以下、
P:0.040%超 0.2%以下、
N:0.0040%以下、
S:0.0003%以上 0.0050%以下、
Ca:0.0015%以上および
SnおよびSbのうちから選んだ1種または2種合計:0.01%以上 0.1%以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなるスラブを、連続鋳造機で鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を施し、酸洗後、1回の冷間圧延によって最終板厚としたのち、仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、
上記熱延板焼鈍工程において、均熱温度を900℃以上1050℃以下とし、均熱後の冷却速度を5℃/s以上とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
まず、本発明の解明経緯について説明する。
さて、本発明者らは、鉄損を十分に低くするために、Si量を3.0%超とした素材ついて検討することにした。Si量を3.0%超にすると磁束密度が低下するため、集合組織の改善による磁束密度向上策として、従来技術を参考に、Al量を極低化し、Snおよび/またはSbを添加し、Pを添加し、Mn量を低減することにした。
以上のことから、発明者らは、3.3%Si−0.03%Mn−0.0005%Al−0.09%P−0.0018%S−0.0015%C−0.0017%N−0.03%Snの組成になる鋼スラブ(鋼A)による実験を行った。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。
従って、破断を防止するためには、Sを低減すればよいと考えられるが、製造上、Sを下げるには限界があり、脱硫によるコスト増も問題となる。別法としては、Mnを増加させることが考えられるが、Mnは磁束密度の向上のためには低減する必要がある。
すなわち、3.3%Si−0.03%Mn−0.0005%Al−0.09%P−0.0018%S−0.0017%C−0.0016%N−0.03%Sn−0.0030%Caの組成になる鋼スラブ(鋼B)を、1100℃に加熱したのち、2.0mm厚まで熱延した。その結果、熱延での破断は生じなかった。
図1から、破断が生じたのは冷延前粒径が粗大な素材であることが分かった。Ca添加材では、MnSの微細析出物がないため、全体的に冷延前粒径が粗大となり、冷間圧延で破断が生じたものと考えられる。
しかしながら、発明者らは、冷間圧延での破断にはPの粒界偏析が閑係していると考え、熱延板焼鈍の冷却速度を速くして、Pの粒界偏析量を低減してやれば、冷延での破断を防止できるのではないかと考えた。
表1に示す組成からなる鋼スラブC(Ca無添加材)および鋼スラブD(Ca添加材)を、1100℃で加熱したのち、2.0mm厚まで熱延し、ついでこれらの熱延板を、均熱温度:900℃、950℃、1000℃、1050℃で処理したのち、冷却速度:32℃/sで冷却した。さらに、鋼スラブBの熱延板には、均熱温度を1000とし、冷却速度を4,8,16,32℃/sと種々変化させる熱延板焼鈍を実施した。ついで、これらの熱延板を、酸洗後、板厚:0.25mmに冷間圧延したのち、1000℃で仕上焼鈍を実施した。
すなわち、前述の狙いどおりに、Ca添加材でも、熱延板焼鈍時の冷却速度を速くすることによって、冷延での破断を防止できることが突き止められた。
図2,3にそれぞれ、熱延板焼鈍の冷却速度が磁束密度B50および鉄損W10/400に及ぼす影響について調べた結果を示す。
図2,3に示したとおり、Ca無添加材では、冷却速度の増加に伴い磁気特性は若干劣化する傾向にあったが、Ca添加材では、冷却速度が増加しても磁気特性の劣化は認められなかった。
特許文献4によれば、冷却速度の減少により微細な析出物が減少し、磁気特性が改善されると考えられていた。
一般的に、Al含有量が極めて低い場合、微細な析出物はMnSであると考えられるが、本発明のようなCa添加材ではSはCaSとして粗大に析出しているので、微細なMnSは存在しないと考えられる。従って、Ca無添加材でのみ冷却速度の増加に伴い磁気特性が劣化すると考えられる。すなわち、本発明のCa添加材では、熱延板焼鈍の冷却速度を増加しても磁気特性の劣化は生じず、一方、冷延での破断も防止できると考えられる。
図4,5に示したとおり、Ca無添加材では、磁気特性の均熱温度依存性が極めて強かったのに対し、Ca添加材では均熱温度依存性はほとんど認められなかった。
前述したように、Ca添加材では、MnS等の微細な析出物が存在しないため、均熱温度によって析出物の析出形態はほとんど変化しないと考えられ、図1に示したように、冷延前の粒径変化は小さい。一方、Ca無添加材では、MnS等の微細な析出物が均熱温度により固溶するなどして析出形態に変化が生じると考えられ、図1に示したように、均熱温度が変化すると冷延前粒径も大きく変化する。冷延前粒径は磁気特性に影響を及ぼすため、Ca無添加材では均熱温度依存性が強いと考えられる。
すなわち、本発明のCa添加材では、熱延板焼鈍の均熱温度の変動による磁気特性の変化はほとんどないため、連続焼鈍で前後に他鋼種を通板して均熱温度が変動した場合のように1つのコイルで均熱温度の変化が10℃以上生じる場合(最高温度と最低温度の差が10℃以上となる場合)でも、特性のばらつきは小さく、安定した磁気特性が得られることになる。
そこで、発明者らは、熱延板で割れが発生した材料の製造条件について、さらに綿密な検討を行った。その結果、表2に示すように、湾曲型連続鋳造機でのスラブが湾曲帯を通過した直後の矯正帯におけるスラブ幅中央部での表面温度が700℃未満であった熱延板で割れの発生率が高いことが判明した。
C:0.0050%以下
Cは、鉄損を劣化させるので少なければ少ないほど良い。Cが0.0050%を超えると鉄損増加がとくに顕著になることから、Cは0.0050%以下に限定する。下限については、Cは少なければ少ないほど好ましいので、とくに限定はしない。
Siは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられる他、電気抵抗を高めて鉄損を低減する効果を有するため、電磁鋼板を構成する主要元素である。本発明では、Al,Mnなど他の電気抵抗を高める元素を用いないため、Siは電気抵抗を高める主体となる元素として、3.0%を超えて積極的に添加する。しかしながら、Si量が5.0%を超えると冷間圧延中に亀裂を生じるなど製造性が低下するため、その上限を5.0%とした。望ましくは4.5%以下である。
Mnは、磁束密度を向上させるためには少なければ少ないほど良い。また、MnSとして析出すると磁壁移動の妨げになるだけでなく、結晶粒成長を阻害することで磁気特性を劣化させる有害元素である。従って、Mnは磁気特性の観点から0.10%以下に制限する。なお、下限については、Mnは少なければ少ないほど好ましいので、特に限定はしない。
Alは、Siと同様、鋼の脱酸剤として一般的に用いられており、電気抵抗を増加して鉄損を低減する効果が大きいため、無方向性電磁鋼板の主要構成元素の一つである。しかしながら、本発明では、製品の磁束密度を向上させるために、Al量は0.0010%以下に制限する。下限については、Alは少なければ少ないほど好ましいので、とくに限定はしない。
Pは、磁束密度を向上させる効果があり、この効果を得るためには0.040%超の添加を必要とするが、一方で過剰なP添加は圧延性の低下をもたらすので、P量は0.2%以下に制限する。
Nは、前述したCと同様、磁気特性を劣化させるので0.0040%以下に制限する。下限については、Nは少なければ少ないほど好ましいので、とくに限定はしない。
Sは、析出物や介在物を形成して製品の磁気特性を劣化させるので、少なければ少ないほど良い。本発明では、Caを添加するので、Sの悪影響は比較的小さいが、磁気特性を劣化させないために0.0050%以下に制限する。また、脱硫によるコスト増を抑えるため、下限は0.0003%とした。
本発明では、Mnが通常の無方向性電磁鋼板に比較して低いため、Caは鋼中でSを固定することで液相のFeSの生成を防止し、熱延時の製造性を良好にする。また、Mn量が低い本発明では、Caは磁束密度を向上させる効果がある。さらに、熱延板焼鈍の均熱温度の変動による磁気特性の変動を小さくする効果もある。これら効果を得るには、0.0015%以上添加する必要がある。しかしながら、あまりに多量の添加はCa酸化物等のCa系介在物が増えることにより、鉄損が劣化するおそれがあるため、上限は0.005%程度とすることが好ましい。
SnおよびSbはいずれも、集合組織を改善して磁気特性を高める効果を有するが、その効果を得るには、Sn,Sbの単独添加または複合添加いずれの場合も0.01%以上添加する必要がある。一方、過剰に添加すると鋼が脆化し、鋼板製造中の板破断やヘゲが増加するため、Sn,Sbは単独添加または複合添加いずれの場合も0.1%以下とする。
なお、本発明では、その他の元素は製品の磁気特性を劣化させるため、製造上問題ないレベルまで低減することが望ましい。
本発明の高磁束密度電磁鋼板の製造工程は、一般の無方向性電磁鋼板に適用されている工程および設備を用いて実施することができる。
例えば、転炉あるいは電気炉などで所定の成分組成に溶製された鋼を、脱ガス設備で二次精錬し、連続鋳造により鋼スラブとしたのち、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍および絶縁被膜塗布焼き付けといった工程である。
熱延板の厚さは特に問わないが、1.5〜2.8mmが好ましく、より好ましくは1.7〜2.3mmである。
なお、この制御冷却処理は、少なくとも650℃まで行えば良い。というのは、Pの粒界偏析は700〜800℃で顕著となるため、冷延での破断防止のためには、少なくとも650℃まで上記の条件で制御冷却を行えば、上記の問題は解消するからである。
ここで、冷却速度は、例えば850℃から650℃まで冷却した時間をt(s)とした場合、
200(℃)÷t(s)
により算出する。
冷延板の厚さは特に問わないが、0.20〜0.50mm程度とするのが好ましい。
表3に示す成分組成になる鋼スラブを、表4に示す条件で、湾曲型連続鋳造機を用いてスラブを鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延、熱延板焼鈍を施し、酸洗後、板厚:0.25mmまで冷間圧延を施したのち、仕上焼鈍を行った。
ただし、鋼種Eは熱延時に破断が発生したため、熱延板焼鈍以降の工程は施さなかった。また、鋼種FのNo.3の条件でも、熱延板に割れが発生したため、熱延板焼鈍以降の工程は施さなかった。一方、鋼種FのNo.4〜7の条件および鋼種GのNo.8〜11の条件では、熱延板に割れは発生しなかった。
また、その後の冷間圧延では、鋼種FのNo.4の条件および鋼種GのNo.8の条件で、破断が発生した。一方、鋼種FのNo.5〜7の条件および鋼種GのNo.9〜11の条件では、冷延板に割れは発生しなかった。
得られた結果を表4に併記する。
表5に示す成分組成になる鋼スラブを、湾曲型連続鋳造機で矯正帯入り側でのスラブ幅中央部での表面温度:750〜850℃で鋳造し、SRT(スラブ再加熱温度):1050〜1110℃で厚さ:2.0mmに熱延後、熱延板焼鈍の均熱温度:990℃、熱延板焼鈍の冷却速度:30〜50℃/sで熱延板焼鈍を連続焼鈍で施し、厚さ:0.25mmに冷延した後、均熱温度:1000℃で仕上焼鈍を施し、電磁鋼板を製造した。この際、鋼種JおよびUは冷間圧延中に割れが発生したため、以降の処理を中止した。
得られた電磁鋼板について、磁気特性(L+C特性)について調査した結果を表5に併記する。なお、磁気特性の評価は実施例1と同様の方法で行った。
表6に示す成分組成になる鋼スラブを、湾曲型連続鋳造機で矯正帯入り側でのスラブ幅中央部での表面温度:770℃で鋳造し、SRT(スラブ再加熱温度):1090℃で厚さ:2.0mmに熱延後、熱延板焼鈍の均熱温度:950〜990℃、熱延板焼鈍の冷却速度:47℃/sで熱延板焼鈍を連続焼鈍で施し、厚さ:0.25mmに冷延したのち、均熱温度:1000℃で仕上焼鈍を施し、電磁鋼板を製造した。ここで、熱延板焼鈍の均熱温度は熱延板コイル先端部では950℃とし、その後温度を上げて、熱延板コイル尾端部では990℃とした。
得られた電磁鋼板について、磁気特性(L+C特性)を調査した結果を表7に示す。なお、評価は実施例1と同様の方法で行った。
Claims (3)
- 質量%で、
C:0.0050%以下、
Si:3.0%超 5.0%以下、
Mn:0.10%以下、
Al:0.0010%以下、
P:0.040%超 0.2%以下、
N:0.0040%以下、
S:0.0003%以上 0.0050%以下、
Ca:0.0015%以上および
SnおよびSbのうちから選んだ1種または2種合計:0.01%以上 0.1%以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなるスラブを、連続鋳造機で鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を施し、酸洗後、1回の冷間圧延によって最終板厚としたのち、仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、
上記熱延板焼鈍工程において、均熱温度を900℃以上1050℃以下とし、均熱後の冷却速度を5℃/s以上とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記連続鋳造機が湾曲型連続鋳造機である場合に、前記スラブが湾曲帯を通過した直後の矯正帯におけるスラブ幅中央部での表面温度を700℃以上と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。
- 前記熱延板焼鈍を連続焼鈍で行うに際し、同一の熱延板コイル内における均熱温度の最高温度と最低温度との差が10℃以上であ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。
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